RU2742998C1 - Super-strength multi-phase steel and method for making steel strip of multi-phase steel - Google Patents

Super-strength multi-phase steel and method for making steel strip of multi-phase steel Download PDF

Info

Publication number
RU2742998C1
RU2742998C1 RU2020113916A RU2020113916A RU2742998C1 RU 2742998 C1 RU2742998 C1 RU 2742998C1 RU 2020113916 A RU2020113916 A RU 2020113916A RU 2020113916 A RU2020113916 A RU 2020113916A RU 2742998 C1 RU2742998 C1 RU 2742998C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
strip
steel
hot
cold
temperature
Prior art date
Application number
RU2020113916A
Other languages
Russian (ru)
Inventor
Томас ШУЛЬЦ
Original Assignee
Зальцгиттер Флахшталь Гмбх
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Зальцгиттер Флахшталь Гмбх filed Critical Зальцгиттер Флахшталь Гмбх
Application granted granted Critical
Publication of RU2742998C1 publication Critical patent/RU2742998C1/en

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/561—Continuous furnaces for strip or wire with a controlled atmosphere or vacuum
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/221—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by cold-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by hot-rolling
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

FIELD: metallurgy.SUBSTANCE: invention relates to the field of metallurgy, namely to the manufacture of a steel strip from multiphase steel. Disclosed is a method of manufacturing a steel strip from multiphase steel with a minimum tensile strength of 980 MPa in an unhardened state which contains, wt%: C - 0.075-0.115, Si - 0.400-0.500, Mn - 1.900-2.350, Cr - 0.250-0.400, Al - 0.010-0.060, N - 0.0020-0.0120, P - 0.020, S - 0.0020, Ti - 0.005 -0.060, Nb - 0.005-0.060, V - 0.005-0.020, B - 0.0005-0.0010, Mo - 0.200-0.300, Ca 0.0010-0.0060, Cu - 0.050, Ni - 0.050, Sn - 0.040, H - 0.0010, the rest is iron and impurities. The method includes the production of strip workpieces by preliminary rolling, selection of the slab thickness and a certain but variable thickness of the strip workpiece, hot rolling of the strip workpiece with a reduction rate of 72-87%, winding a hot-rolled strip at the temperature of the beginning of bainite formation, cold rolling a hot-rolled strip to obtain a cold-rolled strip with the required final thickness, heating a cold-rolled strip with continuous annealing to a temperature of 700-950 ° C, cooling an annealed steel strip moose. The cooling is carried out to intermediate temperatures with different cooling rates. It is possible to obtain various thicknesses of cold-rolled strip from a strip billet of variable thickness supplied to hot rolling.EFFECT: invention makes the process of production of a steel strip more effective.11 cl, 4 ex, 17 dwg

Description

Изобретение относится к способу изготовления стальной полосы из многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии в соответствии с преамбулой пункта 1 формулы изобретения.The invention relates to a method for manufacturing a steel strip from multiphase steel with a minimum tensile strength of 980 MPa in an unhardened state in accordance with the preamble of paragraph 1 of the claims.

Изобретение также относится к стальной полосе по пункту 9 формулы изобретения, изготовленной способом в соответствии с настоящим изобретением.The invention also relates to a steel strip according to paragraph 9 of the claims, produced by a method in accordance with the present invention.

В частности, изобретение относится к сталям c прочностью на разрыв в области по меньшей мере 980 МПа, в незакаленном состоянии, для изготовления деталей, которые имеют улучшенную способность к деформации, например, в отношении раздачи отверстия и улучшенную пригодность к соединению, например, улучшенные свойства сварки.In particular, the invention relates to steels with a tensile strength in the region of at least 980 MPa, in an unhardened state, for the manufacture of parts that have improved deformability, for example, with respect to expansion of the hole and improved suitability for joining, for example, improved properties welding.

Жесткая конкуренция на автомобильном рынке вынуждает производителей автомобилей постоянно искать решения по снижению расхода топлива и выброса CO2 при сохранении максимально возможного комфорта и безопасности пассажиров. При этом решающую роль играют, с одной стороны, снижение веса всех деталей автомобиля и, с другой стороны, по возможности оптимальные свойства отдельных деталей при высокой статической и динамической нагрузках во время эксплуатации, а также в случае аварии.The fierce competition in the automotive market is forcing car manufacturers to constantly seek solutions for reducing fuel consumption and CO 2 emissions, while maintaining the highest possible comfort and safety of passengers. The decisive role here is played by, on the one hand, the reduction of the weight of all vehicle parts and, on the other hand, the optimum properties of the individual parts as possible under high static and dynamic loads during operation, as well as in the event of an accident.

Такую необходимость поставщики стали стараются учесть посредством создания сверхпрочных сталей. Кроме того, благодаря сверхпрочным сталям с меньшей толщиной листа, возможно уменьшить вес деталей автомобиля, в то время как свойства деталей останутся такими же или, возможно, даже улучшатся.Steel suppliers are trying to address this need by creating ultra-high-strength steels. In addition, thanks to ultra-strong steels with a lower plate thickness, it is possible to reduce the weight of car parts while the properties of the parts remain the same or possibly even improve.

Новые разработанные стали должны отвечать не только требованиям к необходимому уменьшению веса, но также и высоким требованиям к материалу в отношении предела упругости, прочности на разрыв и удлинения при разрушении, в отношении индекса термоупрочнения, а также высоким конструктивным требованиям в отношении ударной вязкости, нечувствительности к краевым трещинам, улучшенного угла изгиба и радиуса изгиба, поглощения энергии и заданного затвердевания относительно эффекта механического упрочнения и эффекта термоупрочнения. Newly developed steels must meet not only the requirements for the required weight reduction, but also the high material requirements in terms of elasticity limit, tensile strength and elongation at break, in terms of heat hardening index, as well as high design requirements in terms of impact strength, insensitivity to edge cracking, improved bend angle and bend radius, energy absorption and target solidification with respect to work hardening effect and heat hardening effect.

Кроме того, необходимо обеспечить хорошую обрабатываемость. Это касается как процессов, выполняемых автопроизводителем, например, штамповки и деформации, необязательной термической закалки с последующим необязательным отпуском, сварки и/или последующей обработки поверхности, такой как фосфатирование и нанесение катодного покрытия методом погружения, а также производственных процессов, выполняемых поставщиками полуфабрикатов, таких как, например, отделка поверхности металлическим или органическим покрытием.In addition, it is necessary to ensure good workability. This applies to both processes carried out by the car manufacturer, for example stamping and deformation, optional thermal quenching followed by optional tempering, welding and / or subsequent surface treatments such as phosphating and cathodic dip coating, as well as manufacturing processes performed by suppliers of semi-finished products such as such as surface finishing with a metallic or organic coating.

Кроме того, существует возрастающий спрос на улучшенную пригодность к соединению, например, в виде лучшей общей свариваемости, например, требуется большая полезная площадь сварки при контактной точечной сварке и улучшенный характер разрушения сварного шва (характер излома) при механической нагрузке, а также достаточная устойчивость к отложенному водородному охрупчиванию (то есть, отложенное состояние без трещин). Указанное выше также относится и к свариваемости сверхпрочных сталей при производстве труб, изготавливаемых, например, методом высокочастотной индукционной сварки (HFI).Furthermore, there is an increasing demand for improved suitability of a compound, such as a better overall weldability, for example, requires W o lshaya useful area welding in resistance spot welding and improved fracture behavior of the weld (character fracture) under mechanical stress, as well as sufficient resistance to delayed hydrogen embrittlement (i.e., non-fractured deposited state). The above also applies to the weldability of ultra-high-strength steels in the manufacture of pipes, made, for example, by high-frequency induction welding (HFI).

Способность раздачи отверстия представляет собой свойство материала, которое описывает устойчивость материала к образованию трещин и распространению трещин при операциях по деформации в областях, близких к кромке, например, таких как формирование кольцевого выступа.Hole expansion is a property of a material that describes the resistance of a material to cracking and crack propagation during deformation operations in areas close to an edge, such as, for example, the formation of a collar.

Испытание на раздачу отверстия регламентируется, например, стандартом ISO 16630. При этом, изготовленные заранее отверстия, например, пробитые в металлическом листе, затем расширяют с помощью оправки. Измеряемой величиной является изменение диаметра отверстия относительно исходного диаметра, на котором возникает первая трещина внутри металлического листа по кромке отверстия.The hole expansion test is regulated, for example, by the ISO 16630 standard. In this case, pre-made holes, for example, punched in a metal sheet, are then expanded with a mandrel. The measured value is the change in the hole diameter relative to the original diameter at which the first crack occurs inside the metal sheet along the hole edge.

Повышенная нечувствительность к краевым трещинам означает повышенную способность кромок листа к деформации и может быть описана как повышенная способность раздачи отверстия. Этот термин известен под синонимами «низкая краевая трещиноватость» (Low Edge Crack - LEC) или «высокая раздача отверстия» (High Hole Expansion - HHE), а также маркировкой xpand®.Increased insensitivity to edge cracking means an increased deformability of the edges of the sheet and can be described as increased ability to expand a hole. This term is known synonymously with Low Edge Crack (LEC) or High Hole Expansion (HHE) and is also labeled xpand®.

Угол изгиба описывает свойство материала, которое позволяет сделать выводы относительно поведения материала в ходе операций по деформации с преобладающими процессами изгибания (например, во время фальцовки) или тогда, когда материал подвергается разрушающей нагрузке. Поэтому увеличенный угол изгиба повышает безопасность пассажирского салона.The bend angle describes a property of a material that allows conclusions to be drawn about the behavior of the material during deformation operations with predominant bending processes (for example, during folding) or when the material is subjected to breaking load. Therefore, the increased bending angle increases the safety of the passenger compartment.

Определение угла изгиба (α) определяется испытанием на изгиб пластины, которое изложено в стандарте VDA 238-100.The definition of the bending angle (α) is determined by the plate bending test, which is described in VDA 238-100.

Указанные выше свойства важны для деталей, которым можно придавать форму очень сложных деталей.The above properties are important for parts that can be shaped into very complex parts.

Как известно, улучшенная свариваемость достигается, в частности, с помощью пониженного углеродного эквивалента.As is known, improved weldability is achieved, in particular, by means of a reduced carbon equivalent.

Синонимами являются, например, «доперитектический» (UP) или уже известный термин «низкий углеродный эквивалент» (Low Carbon Equivalent - LCE). Содержание углерода обычно составляет менее 0,120 вес. %.Synonyms are, for example, “pre-peritectic” (UP) or the already known term “Low Carbon Equivalent” (LCE). The carbon content is usually less than 0.120 wt. %.

Кроме того, в случае низкоуглеродистых сталей с пониженным углеродным эквивалентом характер разрушения или характер излома сварного шва может быть улучшен за счет значительного добавления путем легирования элементами микролегирования.In addition, in the case of low carbon steels with a reduced carbon equivalent, the fracture or fracture behavior of the weld can be improved by significant addition by alloying with microalloying elements.

Высокопрочные детали должны обладать достаточной устойчивостью к наведенному водородом охрупчиванию материала.High strength parts must be sufficiently resistant to hydrogen-induced embrittlement of the material.

Применяемое в производстве автомобилей испытание «усовершенствованных высокопрочных сталей» (Advanced High Strength Steels - AHSS) на устойчивость к хрупкому разрушению, наведенному водородом и связанному с производством, регламентируется стандартом SEP1970, где проводится испытание на изгиб балки и испытание на раздачу отверстия. The automotive industry-specific "Advanced High Strength Steels" (AHSS) test for hydrogen-induced brittle fracture and manufacturing is governed by SEP1970, a beam flexural test and a hole expansion test.

В автомобилестроении, все больше находят применение двухфазные стали, которые состоят из ферритной базовой микроструктуры, в которую внедрена мартенситная вторая фаза. Было установлено, что, в случае низкоуглеродистых, микролегированных сталей, соотношение дополнительных фаз, таких как бейнит и остаточный аустенит, оказывает благоприятное влияние, например, на характеристику раздачи отверстия, изгибное поведение и хрупкое разрушение, наведенное водородом. Таким образом, бейнит может присутствовать в разных формах, например, верхний и нижний бейнит.In the automotive industry, two-phase steels are increasingly used, which consist of a ferritic base microstructure in which a martensitic second phase is embedded. It has been found that, in the case of low carbon, microalloyed steels, the ratio of additional phases, such as bainite and retained austenite, has a beneficial effect, for example, on the expansion behavior, bending behavior and brittle fracture induced by hydrogen. Thus, bainite can be present in different forms, for example, upper and lower bainite.

Достаточно известны характеристические технологические свойства двухфазных сталей, такие как очень низкое отношение пределов текучести при очень высокой прочности на разрыв, при этом имеет место сильное холодное затвердевание и хорошая способность к деформации в холодном состоянии.The characteristic processing properties of duplex steels are well known, such as a very low yield strength ratio at a very high tensile strength, with strong cold hardening and good cold deformation properties.

Сочетание свойств, необходимых для стального материала, в конечном итоге представляет собой компромисс между специфическими свойствами отдельных деталей. При этом, этих свойств часто уже недостаточно для деталей с еще более сложной геометрией.The combination of properties required for a steel material is ultimately a compromise between the specific properties of individual parts. Moreover, these properties are often no longer sufficient for parts with even more complex geometry.

Все большее применение в автомобилестроении находят многофазные стали, такие как сложно-фазные стали, ферритно-бейнитные стали, бейнитные стали и мартенситные стали, которые характеризуются разными структурными составами. Сложно-фазные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые содержат небольшие доли мартенсита, остаточного аустенита и/или перлита в ферритно/бейнитной базовой структуре, где предельное измельчение зерна достигается путем отсроченной рекристаллизации или путем осаждения элементов микролегирования.Multiphase steels, such as complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, bainitic steels and martensitic steels, which are characterized by different structural compositions, are finding increasing application in the automotive industry. Phase complex steels, according to EN 10346, are steels that contain small proportions of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic base structure, where ultimate grain refinement is achieved by delayed recrystallization or by precipitation of microalloying elements.

Такие сложно-фазные стали имеют более высокие пределы текучести, более высокое отношение пределов текучести, более низкое холодное затвердевание и более высокую способность раздачи отверстия. Such complex-phase steels have higher yield strengths, higher yield strength ratios, lower cold hardening and higher bursting capacity.

Ферритно-бейнитные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые в матрице из феррита и/или упрочненного феррита содержат бейнит или упрочненный бейнит. Прочность матрицы достигается за счет высокой плотности дислокаций, измельчения зерна и осаждения элементов микролегирования.Ferritic-bainitic steels, according to EN 10346, are steels that contain bainite or hardened bainite in a ferrite and / or hardened ferrite matrix. Matrix strength is achieved due to high dislocation density, grain refinement and deposition of microalloying elements.

Двухфазные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали с ферритной базовой микроструктурой, в которой мартенситная вторая фаза имеет островное расположение, возможно также с долями бейнита в качестве второй фазы. При высокой прочности на разрыв, двухфазные стали имеют низкое отношение пределов текучести и проявляют сильное холодное затвердевание.Duplex steels, according to EN 10346, are steels with a ferritic base microstructure in which the martensitic second phase has an island arrangement, possibly also with proportions of bainite as the second phase. At high tensile strength, duplex steels have a low yield strength ratio and exhibit strong cold hardening.

TRIP-стали, согласно документу, EN 10346, представляют собой стали с доминирующей ферритной базовой микроструктурой с включением бейнита и остаточного аустенита, который при деформации может превращаться в мартенсит (TRIP-эффект). Благодаря сильному холодному затвердеванию, TRIP-сталь достигает высоких значений по однородному расширению и прочности на разрыв. В сочетании с эффектом термоупрочнения может быть достигнута высокая прочность деталей. Эти стали пригодны для вытяжки методом растяжения, а также для глубокой вытяжки. Однако, в процессе формования материала, требуются повышенные значения задерживающей силы листового металла и сжимающей силы. Следует учитывать сравнительно сильное упругое восстановление.TRIP steels, according to EN 10346, are steels with a dominant ferritic base microstructure with the inclusion of bainite and retained austenite, which can transform into martensite upon deformation (TRIP effect). Due to its strong cold hardening, TRIP steel achieves high values for uniform expansion and tensile strength. In combination with the heat-strengthening effect, high strength of the parts can be achieved. These steels are suitable for stretching as well as deep drawing. However, in the process of forming the material, increased values of sheet metal retention force and compressive force are required. Consideration should be given to the relatively strong elastic recovery.

Высокопрочные стали с однофазной микроструктурой включают в себя, например, бейнитные и мартенситные стали.High strength single phase microstructure steels include, for example, bainitic and martensitic steels.

Бейнитные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые отличаются очень высоким пределом текучести и прочностью на разрыв при достаточно высоком расширении для процессов холодного формования. Химическим составом обусловлена хорошая свариваемость. Микроструктура обычно состоит из бейнита. Местами, микроструктура может содержать небольшие доли других фаз, как, например, мартенсита и феррита. Bainitic steels, according to EN 10346, are steels that have a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high expansion for cold forming processes. Good weldability is due to the chemical composition. The microstructure is usually bainite. Locally, the microstructure may contain small proportions of other phases such as martensite and ferrite.

Мартенситные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые вследствие термомеханической прокатки содержат в базовой микроструктуре мартенсита небольшие доли феррита и/или бейнита. Этот сорт стали характеризуется очень высоким пределом текучести и прочностью на разрыв при достаточно высоком расширении при процессах холодного формования. В группе многофазных сталей, мартенситные стали обладают самыми большими значениями прочности на разрыв. Их пригодность для глубокой вытяжки является ограниченной. Главным образом, мартенситные стали пригодны для процессов гибочного формования, таких как валковое профилирование.According to EN 10346, martensitic steels are steels which, due to thermomechanical rolling, contain small proportions of ferrite and / or bainite in the basic microstructure of martensite. This grade of steel is characterized by a very high yield strength and tensile strength with a sufficiently high expansion during cold forming processes. In the group of multiphase steels, martensitic steels have the highest tensile strength values. Their suitability for deep drawing is limited. Mainly, martensitic steels are suitable for bending forming processes such as roll forming.

Термически обрабатываемые стали, согласно документу EN 10083, представляют собой стали, которые приобретают высокую прочность на разрыв и усталостную прочность посредством закалки (= упрочнение и отпуск). Когда охлаждение в ходе упрочнения на воздухе приводит к появлению бейнита или мартенсита, такой способ называется «закалка на воздухе». Посредством отпуска после упрочнения можно воздействовать на отношение прочность/прочность на разрыв желаемым образом.Heat-treatable steels, according to EN 10083, are steels that acquire high tensile strength and fatigue strength through hardening (= hardening and tempering). When cooling during air hardening produces bainite or martensite, this is called air hardening. By tempering after hardening, the strength / tensile strength ratio can be influenced in the desired manner.

Такие стали в настоящее время используются в конструктивных компонентах, компонентах шасси и краш-компонентах, а также в качестве дифференцированно прокатанных холодных полос. These steels are currently used in structural components, chassis components and crash components, and as differentially rolled cold strips.

Такая технология облегчения конструкции, называемая Tailor Rolled Blank (TRB®) «дифференцированно прокатанная заготовка» позволяет значительно уменьшить вес, как результат подбора толщины листа в зависимости от нагрузки по длине детали. Called Tailor Rolled Blank (TRB®) “Differentiated Rolled Blank”, this lightweight construction technology allows significant weight savings as a result of matching sheet thickness to load along the length of the part.

Однако, с известными в настоящее время сплавами и имеющимися установками непрерывного отжига для сильно различающихся толщин листов, производство по технологии TRB®, при наличии многофазной микроструктуры, невозможно без ограничений, таких как, например, термообработка перед холодной прокаткой. В областях с различной толщиной листа, однородная многофазная микроструктура не может быть задана в холоднокатаных и горячекатаных стальных полосах из-за температурного градиента, который возникает в применяемых технологических окнах.However, with currently known alloys and available continuous annealing plants for widely varying plate thicknesses, TRB® production, in the presence of a multiphase microstructure, is not possible without limitations, such as, for example, heat treatment before cold rolling. In areas with different sheet thicknesses, a homogeneous multiphase microstructure cannot be specified in cold rolled and hot rolled steel strips due to the temperature gradient that occurs in the applied technological windows.

Если нужно изготовить тонкие листы, экономические причины диктуют, чтобы холоднокатаные стальные полосы обычно отжигались посредством непрерывного отжига с рекристаллизацией для получения тонкого листа, который можно будет деформировать нужным образом. If thin sheets are to be made, economic reasons dictate that cold rolled steel strips are typically annealed by continuous recrystallization annealing to obtain a thin sheet that can be deformed as desired.

В зависимости от состава сплава и поперечного сечения полосы, технологические параметры, такие как скорость протяжки, температура отжига и скорость охлаждения, задаются в соответствии c требуемыми механико-технологическими свойствами с необходимой для этого микроструктурой.Depending on the composition of the alloy and the cross-section of the strip, technological parameters such as drawing speed, annealing temperature and cooling rate are set in accordance with the required mechanical and technological properties with the required microstructure.

На вышеуказанные свойства значительно влияют, например, составы стали, технологические параметры при горячей прокатке, технологические параметры при кислотной очистке (например, правка вытяжкой и гибкой) и технологические параметры при холодной прокатке даже до непрерывного отжига.The above properties are significantly influenced by, for example, steel compositions, hot rolling process parameters, acid refining process parameters (eg draw and bending straightening) and cold rolling process parameters even before continuous annealing.

Состав стали определяется по правилам анализа, которые определяют диапазоны MIN и MAX.The composition of the steel is determined according to the rules of analysis that define the MIN and MAX ranges.

Технологические параметры при горячей прокатке, такие как, например, стандартная толщина сляба, время укладки сляба, температура на выходе сляба, схема прохода при прокатке пред-полосы, стандартная толщина пред-полосы, температура при заходе на линию горячей прокатки, схема прохода при горячей прокатке, конечная температура прокатки, схема охлаждения горячей полосы, температура намотки, устанавливаются в зависимости от производимой многофазной стали.Hot rolling process parameters such as standard slab thickness, slab laying time, slab exit temperature, pre-strip rolling pattern, pre-strip standard thickness, hot rolling line entry temperature, hot pass pattern rolling, final rolling temperature, hot strip cooling scheme, winding temperature are set depending on the multiphase steel produced.

При кислотной очистке, на последующий технологический этап влияет необязательная правка вытяжкой и гибкой (формование вытяжкой).In acid cleaning, the subsequent technological step is influenced by optional stretch and flexible straightening (stretch forming).

При холодной прокатке, толщина горячей полосы для получения толщины холодного проката уже определена стандартной степенью утончения прокаткой при преобразовании в технические характеристики (технологические параметры).In cold rolling, the thickness of the hot strip to obtain the thickness of the cold rolled strip is already determined by the standard rolling thinning ratio when converted into technical characteristics (process parameters).

Толщина пред-полосы при процессе горячей прокатки определяет начальную толщину до входа в много-клетевой прокатный стан, где пред-полоса была изготовлена по способу реверсивной прокатки за несколько проходов (прогонов) из одного сляба, имеющего определенную стандартную толщину.The thickness of the pre-strip in the hot rolling process determines the initial thickness before entering the multi-stand mill, where the pre-strip was made by reverse rolling in several passes (passes) from a single slab having a certain standard thickness.

Обычно толщины слябов составляют от 250 мм до 300 мм (толщина 250 мм, упоминается здесь и далее как стандарт), толщина пред-полосы в случае многофазных сталей обычно составляет от 40 мм до 60 мм.Typically, slab thicknesses are from 250 mm to 300 mm (250 mm thickness, referred to hereinafter as standard), the thickness of the pre-strip in the case of multiphase steels is usually from 40 mm to 60 mm.

Как правило, толщина пред-полосы для последующей горячей прокатки является относительно постоянной в зависимости от состава материала, например, 45 мм (упоминается здесь как стандарт).Typically, the thickness of the pre-strip for subsequent hot rolling is relatively constant depending on the composition of the material, for example 45 mm (referred to herein as a standard).

Отклонения в сторону более высоких или более низких значений приводят к изменению значений технологических характеристик горячей полосы, таких как прочность на разрыв и предел текучести, которые, в свою очередь, влияют на последующую деформацию при холодной прокатке, например, поведение при холодном затвердевании.Deviations towards higher or lower values lead to changes in the values of the technological characteristics of the hot strip, such as tensile strength and yield strength, which, in turn, affect the subsequent deformation during cold rolling, for example, the behavior during cold solidification.

Для достижения конечных значений технологических характеристик тонкого листа в соответствии со стандартами, согласно предшествующему уровню техники, фиксируют зависящую от материала толщину пред-полосы, как это требуется в случае обработки с непрерывным отжигом, для обеспечения нормальной рекристаллизации. В случае с классическими сталями, отклонения в сторону более высоких или более низких значений влияют на конечные значения технологических характеристик так, что могут возникнуть значительные расхождения по партиям (разброс).To achieve the final performance values of the thin sheet in accordance with the prior art standards, the material-dependent thickness of the pre-strip is fixed, as required in the case of continuous annealing treatment, to ensure normal recrystallization. In the case of classical steels, deviations towards higher or lower values affect the final values of the technological characteristics so that significant discrepancies between batches (variation) can occur.

Степень утончения прокаткой при холодной прокатке описывает процентное различие по толщине горячей полосы в начале относительно толщины холодной полосы в конце, основываясь на начальной толщине горячей полосы.The cold rolling thinning ratio describes the percentage difference in thickness of the hot strip at the start relative to the thickness of the cold strip at the end, based on the initial thickness of the hot strip.

Обычно степени утончения прокаткой при холодной прокатке относительно постоянны, достигая примерно 40% в случае более толстых холодных полос, более 2 мм толщиной, и примерно 60% в случае холодных полос до 1 мм толщиной.Typically, cold rolling thinning rates are relatively constant, reaching about 40% for thicker cold strips over 2 mm thick, and about 60% for cold strips up to 1 mm thick.

Для достижения значений технологических характеристик в соответствии со стандартами, согласно предшествующему уровню техники, нужна средняя степень утончения прокаткой при холодной прокатке, приблизительно 50%, как это требуется в случае обработки с непрерывным отжигом, для обеспечения нормальной рекристаллизации. В случае с классическими сталями, отклонения в сторону более высоких или более низких значений приводят к колебаниям значений технологических характеристик, как это описано в случае с TRB®. In order to achieve performance values in accordance with the prior art standards, an average rolling thinning in cold rolling of about 50% is needed, as required in the case of continuous annealing treatment, to ensure normal recrystallization. In the case of classic steels, deviations towards higher or lower values lead to fluctuations in process values, as described in the case of TRB®.

Известно, что для достижения мелкозернистой микроструктуры после процедуры непрерывного отжига, задается минимальная степень холодной прокатки в зависимости от температуры рекристаллизации, чтобы задать соответствующую плотность дислокации для отжига с рекристаллизацией. It is known that in order to achieve a fine-grained microstructure after the continuous annealing procedure, the minimum cold rolling rate is set depending on the recrystallization temperature in order to set the appropriate dislocation density for the recrystallization annealing.

Если степень утончения прокаткой при холодной прокатке слишком низкая (даже по локальным областям), критический порог рекристаллизации не может быть превзойден, и поэтому невозможно получить мелкозернистую и относительно однородную микроструктуру. После рекристаллизации, зерна различного размера в холодной полосе тоже задают рост зерен различного размера в конечной микроструктуре, что приводит к колебаниям в значениях характеристик. При охлаждении с температуры печи, зерна различных размеров могут превратиться в компоненты отличающейся фазы и обеспечить дополнительную неоднородность. If the degree of rolling thinning in cold rolling is too low (even in local areas), the critical recrystallization threshold cannot be surpassed, and therefore it is impossible to obtain a fine-grained and relatively uniform microstructure. After recrystallization, grains of different sizes in the cold strip also dictate the growth of grains of different sizes in the final microstructure, which leads to fluctuations in the values of the characteristics. When cooled from oven temperature, grains of different sizes can turn into components of a different phase and provide additional heterogeneity.

Для получения соответствующей требуемой микроструктуры, холодную полосу нагревают в печи непрерывного отжига до температуры, при которой, при охлаждении, достигается образование требуемой микроструктуры (например, двухфазная или сложно-фазная микроструктура). To obtain the corresponding desired microstructure, the cold strip is heated in a continuous annealing furnace to a temperature at which, upon cooling, the desired microstructure is formed (eg, two-phase or complex-phase microstructure).

Если вследствие жестких требований в отношении коррозионной защиты, поверхность холодной полосы должна быть оцинкована горячим способом, то обработка отжигом проводится обычно в установке непрерывной горячей оцинковки, при этом термообработка или отжиг с оцинковкой вниз по потоку осуществляется в рамках непрерывного процесса. If, due to the stringent requirements for corrosion protection, the surface of the cold strip must be hot-dip galvanized, the annealing is usually carried out in a continuous hot-dip galvanizing plant, with the heat treatment or the downstream galvanized annealing carried out in a continuous process.

В случае непрерывного отжига горячекатаных или холоднокатаных стальных полос с использованием концепций сплавов, о которых известно, например, из документов ЕР 2 028 282 А1 и ЕР 2 031 081 А1, для сверхпрочных двухфазных сталей с минимальной прочностью на разрыв примерно 980 МПа, существует проблема, заключающаяся в том, что имеется только малое технологическое окно с подходящими параметрами отжига. Поэтому, даже в случае минимальных изменений поперечного сечения (толщина, ширина), требуется адаптация технологических параметров для достижения однородных механических свойств. In the case of continuous annealing of hot rolled or cold rolled steel strips using alloy concepts known, for example, from documents EP 2 028 282 A1 and EP 2 031 081 A1, for ultra-strong duplex steels with a minimum tensile strength of about 980 MPa, there is a problem, consisting in the fact that there is only a small technological window with suitable annealing parameters. Therefore, even in the case of minimal changes in cross-section (thickness, width), adaptation of technological parameters is required to achieve uniform mechanical properties.

При расширении технологических окон, при неизменных технологических параметрах, нужные свойства полосы возможны даже в случае больших изменений поперечного сечения полос, подлежащих отжигу. With the expansion of technological windows, with unchanged technological parameters, the desired properties of the strip are possible even in the case of large changes in the cross section of the strips to be annealed.

Это относится не только к гибким прокатным полосам с различной толщиной листа на протяжении длины полосы, но также в первую очередь к полосам с различной толщиной и/или различной шириной, которым необходим последовательный отжиг.This applies not only to flexible rolled strips with different sheet thicknesses along the length of the strip, but also primarily to strips with different thicknesses and / or different widths, which require sequential annealing.

Равномерное распределение температуры трудно осуществимо как раз при разных толщинах в переходной области от одной полосы к другой. В составах сплава со слишком малыми технологическими окнами, при непрерывном отжиге это может привести, например, к тому, что более тонкая полоса будет слишком медленно проходить через печь, что снижает производительность, либо более толстая полоса будет слишком быстро проходить через печь, и температура, необходимая для отжига с получением требуемой микроструктуры, не будет достигнута. Следствием этого является увеличение количества брака.It is difficult to achieve a uniform temperature distribution just for different thicknesses in the transition region from one strip to another. In alloy compositions with too small processing windows, during continuous annealing, this can lead, for example, to the fact that a thinner strip will pass too slowly through the furnace, which reduces productivity, or a thicker strip will pass through the furnace too quickly, and the temperature, required for annealing to obtain the desired microstructure will not be achieved. The consequence of this is an increase in the number of defects.

Таким образом, соответствующий технологический параметр для материала с относительно постоянной степенью утончения прокаткой при холодной прокатке - это задание скорости во время непрерывного отжига, потому что фаза конверсии зависит от температуры и времени. Поэтому, чем более нечувствительна сталь относительно однородности механических свойств при профилях изменений температуры и времени при непрерывном отжиге, тем больше будет технологическое окно. Thus, the appropriate processing parameter for a material with a relatively constant rolling thinning rate in cold rolling is the speed setting during continuous annealing, because the conversion phase is temperature and time dependent. Therefore, the more insensitive the steel is with respect to the homogeneity of the mechanical properties with the profiles of temperature and time changes during continuous annealing, the larger the technological window will be.

Особо острой становится проблема слишком узкого технологического окна при обработке отжигом холодных полос со слишком малой или слишком большой толщиной пред-полосы или со слишком низкой или слишком высокой степенями утончения холодной прокаткой, а также при обработке отжигом полос с толщиной листа, варьирующейся по длине полосы при производстве деталей с оптимизацией по нагрузке из холодной, а также из горячей полосы. The problem of a too narrow technological window becomes especially acute when annealing cold strips with too small or too large pre-strip thickness or with too low or too high degrees of thinning by cold rolling, as well as when annealing strips with a sheet thickness varying along the strip length at production of load-optimized parts from cold as well as hot strip.

Способ изготовления стальной полосы с различной толщиной по длине полосы описан, например, в DE 100 37 867 A1. A method for producing steel strip with different thicknesses along the length of the strip is described, for example, in DE 100 37 867 A1.

В случае применения известных концепций сплавов для группы многофазных сталей, из-за узкого технологического окна с большим трудом возможно обеспечить при непрерывном отжиге полос различной толщины однородные механические свойства по всей длине полосы. Сложно-фазные стали также имеют даже еще более узкое технологическое окно, чем двухфазные стали. In the case of application of the known concepts of alloys for a group of multiphase steels, due to the narrow technological window, it is with great difficulty that it is possible to ensure uniform mechanical properties along the entire length of the strip during continuous annealing of strips of different thicknesses. Complex-phase steels also have an even narrower processing window than duplex steels.

Задание относительно однородных механико-технологических свойств различных холодных полос с переменной толщиной пред-полосы или переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке практически недостижимо с известными концепциями сплава при непрерывном отжиге. Степень утончения прокаткой при холодной прокатке, необходимая для отжига с рекристаллизацией, задает очень четкое ограничение по гибкости производства материала в рамках всей технологической цепочки. Окончательная толщина холодной полосы задает толщину горячей полосы и, тем самым, параметры производства горячей полосы.The assignment of relatively uniform mechanical and technological properties of various cold strips with variable pre-strip thickness or variable degrees of rolling thinning during cold rolling is practically unattainable with known alloy concepts during continuous annealing. The degree of cold rolling thinning required for recrystallization annealing places a very clear constraint on the flexibility of material production throughout the process chain. The final cold strip thickness determines the hot strip thickness and thus the parameters for the hot strip production.

При гибком способе холодной прокатки полос из многофазных сталей известных составов, очень малые технологические окна означают, что либо области с меньшей толщиной листа из-за процессов конверсии при охлаждении имеют слишком высокие уровни прочности, вследствие повышенного содержания мартенсита, либо области с большей толщиной листа достигают слишком низких уровней прочности, вследствие слишком малого содержания мартенсита. Однородные механико-технологические свойства по всей длине или ширине полосы практически недостижимы в рамках известной концепции сплава при непрерывном отжиге. In the flexible cold rolling process of multiphase steel strips of known compositions, very small process windows mean that either regions with a thinner plate thickness due to cooling conversion processes have too high strength levels due to an increased content of martensite, or regions with a thicker plate reach too low strength levels due to too little martensite content. Homogeneous mechanical and technological properties over the entire length or width of the strip are practically unattainable within the framework of the known concept of an alloy with continuous annealing.

Известные концепции сплавов для многофазных сталей характеризуются слишком узким технологическим окном и поэтому практически неприменимы для производства холодной полосы с переменной толщиной пред-полосы и переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке, и для гибкого способа прокатки полос. The known alloy concepts for multiphase steels are characterized by too narrow a technological window and therefore practically inapplicable for the production of cold strip with variable pre-strip thickness and variable degrees of thinning by rolling during cold rolling, and for flexible strip rolling.

Опубликован документ DE 10 2012 002 079 A1, раскрывающий сверхпрочную многофазную сталь с минимальной прочностью на разрыв 950 МПа, где уже имеется очень широкое технологическое окно для непрерывного отжига горячих или холодных полос, и было показано, что даже с этой сталью невозможно получить переменную толщину пред-полосы или переменные степени утончения прокаткой при холодной прокатке с единой толщиной горячей полосы (главная толщина горячей полосы) и при этом иметь однородные свойства материала. DE 10 2012 002 079 A1 has been published disclosing an ultra-strong multiphase steel with a minimum tensile strength of 950 MPa, where there is already a very wide processing window for continuous annealing of hot or cold strips, and it has been shown that even with this steel it is impossible to obtain a variable thickness before - strips or variable degrees of rolling thinning during cold rolling with a uniform hot strip thickness (main hot strip thickness) and at the same time have uniform material properties.

Опубликован документ DE 10 2015 111 177 A1, раскрывающий сверхпрочную многофазную сталь с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа, где уже имеется очень широкое технологическое окно для непрерывного отжига горячих или холодных полос, и также, например, при единой толщине горячей полосы (главная толщина горячей полосы), благодаря чему достигаются переменные степени утончения прокаткой при холодной прокатке, можно получить отожженные при непрерывном отжиге холодные полосы различной толщины и с однородными свойствами материала. DE 10 2015 111 177 A1 has been published disclosing an ultra-strong multiphase steel with a minimum tensile strength of 980 MPa, where there is already a very wide processing window for continuous annealing of hot or cold strips, and also, for example, with a uniform hot strip thickness (main hot strip thickness strips), due to which variable degrees of rolling thinning are achieved during cold rolling, it is possible to obtain cold strips annealed during continuous annealing of various thicknesses and with uniform material properties.

Опубликован документ DE 10 2014 017 274 А1, раскрывающий сверхпрочную, закаливающуюся на воздухе многофазную сталь с минимальной прочностью на разрыв 950 МПа, в незакаленном состоянии, где уже имеется очень широкое технологическое окно для непрерывного отжига горячих или холодных полос, и также, например, при единой толщине горячей полосы (главная толщина горячей полосы), благодаря чему достигаются переменные степени утончения прокаткой при холодной прокатке, можно получить отожженные при непрерывном отжиге холодные полосы различной толщины и с однородными свойствами материала, с пригодностью для последующего процесса закалки на воздухе.DE 10 2014 017 274 A1 has been published disclosing an ultra-strong air-hardened multiphase steel with a minimum tensile strength of 950 MPa, in an unhardened state, where there is already a very wide processing window for continuous annealing of hot or cold strips, and also, for example, when uniform hot strip thickness (main hot strip thickness), due to which variable degrees of rolling thinning are achieved during cold rolling, it is possible to obtain continuously annealed cold strips of various thicknesses and with uniform material properties, suitable for the subsequent air quenching process.

Цель - достижение результирующих механико-технологических свойств в узком диапазоне по длине и ширине полосы путем управляемой установки объёмных долей компонентов микроструктуры имеет высший приоритет, и поэтому реализуема лишь за счет увеличенного технологического окна. Известные концепции сплавов характеризуются слишком узким технологическим окном, и поэтому непригодны для решения существующих проблем, в частности, применительно к дифференцированно прокатанным полосам. В настоящее время, известные концепции сплавов позволяют лишь производство сталей одного класса прочности с заданными областями поперечного сечения (толщина полосы и ширина полосы), так что для разных классов прочности и/или областей поперечного сечения необходимы измененные концепции сплавов. The goal is to achieve the resulting mechanical and technological properties in a narrow range along the length and width of the strip by means of a controlled setting of the volumetric fractions of the microstructure components has the highest priority, and therefore can be realized only due to an increased technological window. The known alloy concepts are characterized by too narrow a technological window and are therefore not suitable for solving existing problems, in particular with regard to differentially rolled strips. Currently, known alloy concepts only allow the production of steels of one strength class with predetermined cross-sectional areas (strip thickness and strip width), so that for different strength classes and / or cross-sectional areas, modified alloy concepts are required.

Производство стали переживает тенденцию к уменьшению углеродного эквивалента для улучшения холодной обработки (холодная прокатка, холодная штамповка) и получения лучших потребительских свойств.Steel production is experiencing a downward trend in carbon equivalent in order to improve cold working (cold rolling, cold stamping) and obtain better consumer properties.

Однако, важным фактором оценки является свариваемость, которая характеризуется, среди прочего, углеродным эквивалентом.However, an important assessment factor is the weldability, which is characterized, inter alia, by the carbon equivalent.

Например, в следующих углеродных эквивалентахFor example, in the following carbon equivalents

CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5CEV (IIW) = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5

CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40CET = C + (Mn + Mo) / 10 + (Cr + Cu) / 20 + Ni / 40

PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 BPCM = C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B

учитываются характеристические стандартные элементы, такие как углерод и марганец, а также хром или молибден и ванадий (содержание в вес. %).the characteristic standard elements such as carbon and manganese, as well as chromium or molybdenum and vanadium (content in wt.%) are taken into account.

Также известно из предшествующего уровня техники, что повышение прочности достигается повышением количества углерода и/или кремния и/или марганца, и повышение прочности достигается посредством регулировки структуры и смешанным кристаллическим упрочнением. It is also known from the prior art that an increase in strength is achieved by increasing the amount of carbon and / or silicon and / or manganese, and an increase in strength is achieved by adjusting the structure and mixed crystal hardening.

Однако, при увеличении количества вышеупомянутых элементов, технологические свойства материала ухудшаются по нарастающей, например, при сварке, формовании и нанесении покрытия горячим погружением.However, as the amount of the aforementioned elements increases, the processing properties of the material deteriorate incrementally, for example, during welding, molding and hot dip plating.

Однако, производство стали переживает тенденцию к уменьшению содержания углерода и/или марганца для улучшения холодной обработки и получения лучших потребительских свойств.However, steelmaking tends to reduce carbon and / or manganese content to improve cold working and better usability.

Один из примеров - это испытание на раздачу отверстия для описания и количественной характеристики поведения краевых трещин. При соответствующим образом оптимизированных качествах, потребитель стали ожидает более высоких показателей, чем у стандартного материала. Но и свариваемость, характеризующаяся углеродным эквивалентом, приобретает все большее значение.One example is the hole expansion test to describe and quantify the behavior of edge cracks. With appropriately optimized qualities, the steel consumer expects higher performance than the standard material. But carbon-equivalent weldability is also gaining in importance.

Автомобильной промышленности всё больше требуются сорта стали, которые отвечают требованиям к отношению предела текучести (Re) или предела упругости (Rp0.2) и прочности на разрыв со значительным различием в зависимости от области применения. Это приводит к разработкам стали со сравнительно большим интервалом по пределу текучести при стандартном интервале прочности на разрыв. The automotive industry is increasingly demanding steel grades that meet the requirements for yield strength (Re) or tensile strength (Rp0.2) and tensile strength, with significant differences depending on the application. This leads to the development of steels with a comparatively wide range of yield strength at the standard range of tensile strength.

Низкое отношение пределов текучести (Re/Rm) типично для двухфазной стали и способствует прежде всего способности к деформации при процессах растяжения и глубокой вытяжки.The low yield strength ratio (Re / Rm) is typical of duplex steel and primarily contributes to its deformation properties during stretching and deep drawing processes.

Более высокое отношение пределов текучести (Re/Rm) является типичным для сложно-фазных сталей и указывает на устойчивость к образованию краевых трещин. Это может быть обусловлено меньшим различием в прочностях отдельных компонентов микроструктуры, что положительно сказывается на равномерном формовании в области кромки среза.A higher yield strength ratio (Re / Rm) is typical for complex phase steels and indicates resistance to edge cracking. This may be due to the smaller difference in the strengths of the individual components of the microstructure, which has a positive effect on uniform molding in the region of the cut edge.

Аналитическая перспектива достижения минимальной прочности на разрыв 980 МПа для многофазных сталей очень разнообразна и содержит очень большие диапазоны легирования для элементов, повышающих прочность: углерод, марганец, фосфор, алюминий, а также хром и/или молибден, а также добавление микро-сплавов по отдельности или в сочетании, и по характеризующим материал свойствам, таким как раздача отверстия и уменьшение углеродного эквивалента, и т.п.The analytical perspective of achieving a minimum tensile strength of 980 MPa for multiphase steels is very diverse and contains very large alloying ranges for elements that increase strength: carbon, manganese, phosphorus, aluminum, as well as chromium and / or molybdenum, as well as the addition of micro-alloys individually or in combination, and material characterizing properties such as expansion of the hole and reduction of carbon equivalent, and the like.

Спектр измерения широк, и по толщине находится в диапазоне от 0,50 до 3,00 мм, при этом диапазон между 0,80 и 2,10 мм релевантен по качеству. The range of measurements is wide and ranges from 0.50 to 3.00 mm in thickness, with the range between 0.80 and 2.10 mm being relevant in terms of quality.

Возможны диапазоны толщины ниже 0,50 и выше 3,00 мм.Thickness ranges below 0.50 and above 3.00 mm are available.

В целом, в случае с известными марками стали имеется проблема, состоящая в том, что при требуемой минимальной степени утончения прокаткой при холодной прокатке для полной рекристаллизации после непрерывного отжига, при заданной толщине пред-полосы для получения главной толщины горячей полосы после горячей прокатки, ограничена какая-либо гибкость производства (см. фигуру 1, тогда необходимы технологические этапы 6, 8 и 9) в том, что касается получения холодной полосы с отличающимися толщинами. В частности, невозможно получить холодную полосу с отличающимися толщинами в случае постоянной главной толщины горячей полосы с сопоставимыми свойствами материала на полученной холодной полосе из-за слишком маленького технологического окна. Кроме того, технические характеристики пред-полосы с постоянной толщиной для получения заданной постоянной главной толщины горячей полосы ограничивают гибкость производства.In general, in the case of known steel grades, there is a problem that with the required minimum degree of rolling thinning during cold rolling for complete recrystallization after continuous annealing, for a given pre-strip thickness for obtaining the main thickness of the hot strip after hot rolling, it is limited any production flexibility (see figure 1, then process steps 6, 8 and 9 are needed) in terms of obtaining cold strip with different thicknesses. In particular, it is impossible to obtain a cold strip with different thicknesses in the case of a constant main thickness of a hot strip with comparable material properties on the resulting cold strip due to the too small processing window. In addition, the technical characteristics of a pre-strip with a constant thickness to obtain a given constant main thickness of the hot strip limits production flexibility.

Таким образом, цель настоящего изобретения - предоставить способ изготовления стальной полосы из многофазной стали и предоставить стальную полосу, изготовленную в соответствии с этим способом, и для которой технологическое окно при непрерывном отжиге холодных полос можно расширить таким образом, чтобы из различных толщин пред-полосы, заданной толщины горячей полосы (главная толщина горячей полосы) можно было получить различные толщины холодной полосы, или из различных толщин горячей полосы можно было получить толщину холодной полосы (главная толщина холодной полосы). Кроме того, вместо постоянных толщин пред-полосы можно использовать переменные толщины пред-полосы перед горячей прокаткой. Thus, it is an object of the present invention to provide a method for manufacturing a steel strip from a multiphase steel and to provide a steel strip produced according to this method, and for which the processing window in the continuous annealing of cold strips can be widened so that, from different pre-strip thicknesses, With a given hot strip thickness (main hot strip thickness), different cold strip thicknesses could be obtained, or cold strip thicknesses (cold strip main thickness) could be obtained from different hot strip thicknesses. In addition, instead of constant pre-strip thicknesses, variable pre-strip thicknesses before hot rolling can be used.

В этом случае, наиболее однородные свойства материала холодной полосы из возможного должны достигаться независимо от заданной толщины пред-полосы и заданной степени утончения прокаткой при холодной прокатке.In this case, the most uniform cold strip material properties possible should be achieved regardless of a given pre-strip thickness and a given cold rolling thinning.

В дополнение, технологическое окно для отжига, в частности, непрерывного отжига, стальных полос, холоднокатаных до конечной толщины, должно расшириться таким образом, чтобы, в дополнение к полосам с различными поперечными сечениями (скачок поперечного сечения), также можно было производить стальные полосы с толщиной (TRB®), которая варьируется по длине полосы и, по возможности, по ширине полосы, с наиболее однородными механико-технологическими свойствами из возможного.In addition, the processing window for annealing, in particular continuous annealing, steel strips cold-rolled to final thickness should be widened so that, in addition to strips with different cross-sections (cross-section jump), steel strips with thickness (TRB®), which varies along the length of the strip and, if possible, across the width of the strip, with the most uniform mechanical and technological properties possible.

Согласно настоящему изобретению, эта цель достигается при помощи способа изготовления стальной полосы из сверхпрочной многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии, при содержании следующих элементов в вес. %:According to the present invention, this object is achieved by a method of manufacturing a steel strip from ultra-high-strength multiphase steel with a minimum tensile strength of 980 MPa in an unhardened state, with the following elements in weight. %:

C C ≥ 0,075 до ≤ 0,115≥ 0.075 to ≤ 0.115 SiSi ≥ 0,400 до ≤ 0,500≥ 0.400 to ≤ 0.500 MnMn ≥ 1,900 до ≤ 2,350≥ 1,900 to ≤ 2,350 CrCr ≥ 0,250 до ≤ 0,400≥ 0.250 to ≤ 0.400 AlAl ≥ 0,010 до ≤ 0,060≥ 0.010 to ≤ 0.060 NN ≥ 0,0020 до ≤ 0,0120≥ 0.0020 to ≤ 0.0120 PP ≤ 0,020≤ 0.020 SS ≤ 0,0020≤ 0.0020 TiTi ≥ 0,005 до ≤ 0,060≥ 0.005 to ≤ 0.060 NbNb ≥ 0,005 до ≤ 0,060≥ 0.005 to ≤ 0.060 VV ≥ 0,005 до ≤ 0,020≥ 0.005 to ≤ 0.020 BB ≥ 0,0005 до ≤ 0,0010≥ 0.0005 to ≤ 0.0010 MoMo ≥ 0,200 до ≤ 0,300≥ 0.200 to ≤ 0.300 CaCa ≥ 0,0010 до ≤ 0,0060≥ 0.0010 to ≤ 0.0060 CuCu ≤ 0,050≤ 0.050 NiNi ≤ 0,050≤ 0.050 SnSn ≤ 0,040≤ 0.040 HH ≤ 0,0010≤ 0.0010

остальное - железо, в том числе присущие стали сопутствующие выплавке примеси, при этом общее содержание Mn-Si+Cr составляет ≥ 1,750 вес. % до ≤ 2,250 вес. % при технологическом окне, настолько широком настолько это возможно при отжиге, в частности, при непрерывном отжиге холодных полос из этой стали, отличающего тем, что пред-полосу изготавливают из многофазной стали в виде сляба, после чего стальную полосу из пред-полосы подвергают горячей прокатке с получением требуемой толщины горячей полосы, при этом, с учетом заранее выбранной толщины сляба и заранее выбранной пред-полосы, имеющей определенную, но переменную толщину, выполняют горячую прокатку горячих полос с одинаковой толщиной со степенями утончения прокаткой от 72% до 87%, с достижением требуемой конечной толщины, при этом, для получения требуемой многофазной микроструктуры, стальную полосу, холоднокатаную до конечной толщины, нагревают при непрерывном отжиге до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°C, после чего отожженную стальную полосу охлаждают с температуры отжига со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до первой промежуточной температуры примерно 300 - 500°С, затем при скорости охлаждения примерно 15 - 100°С/с до второй промежуточной температуры примерно 160 - 250°С, после чего стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры или со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°C/с c первой промежуточной температуры до комнатной температуры, или для получения требуемой многофазной микроструктуры, стальную полосу, холоднокатаную до конечной толщины, нагревают при непрерывном отжиге до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°C, с последующим охлаждением до температуры примерно 400 - 470°C, причем охлаждение останавливается перед заходом в ванну плавления, затем наносят покрытие горячим погружением и, после процедуры нанесения покрытия горячим погружением, охлаждение продолжается со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры примерно 200 - 250°С, после чего стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры, или для получения требуемой микроструктуры, стальную полосу, холоднокатаную до конечной толщины, нагревают при непрерывном отжиге до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°C, с последующим охлаждением до промежуточной температуры примерно 200 - 250°C, и перед заходом в ванну плавления температура поддерживается примерно 1 - 20 с, после чего стальную полосу нагревают до температуры примерно 400 - 470°C, затем наносят покрытие горячим погружением и, после процедуры нанесения покрытия горячим погружением, возобновляется охлаждение со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°C/с до промежуточной температуры примерно 200 - 250°C, с последующим охлаждением на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°C/с до комнатной температуры.the rest is iron, including impurities associated with smelting inherent in steel, while the total content of Mn-Si + Cr is ≥ 1.750 wt. % up to ≤ 2,250 wt. % with a technological window, as wide as possible during annealing, in particular, during continuous annealing of cold strips from this steel, characterized in that the pre-strip is made of multiphase steel in the form of a slab, after which the steel strip from the pre-strip is subjected to hot rolling to obtain the desired thickness of the hot strip, while taking into account the preselected slab thickness and the preselected pre-strip having a certain but variable thickness, hot rolling of hot strips with the same thickness is performed with rolling thinning ratios from 72% to 87%, with the achievement of the required final thickness, while, in order to obtain the required multiphase microstructure, the steel strip, cold rolled to the final thickness, is heated by continuous annealing to a temperature in the range of about 700 - 950 ° C, after which the annealed steel strip is cooled from the annealing temperature at a cooling rate about 15 - 100 ° C / s to the first intermediate temperature of about 300 - 500 ° C, after at a cooling rate of about 15 - 100 ° C / s to a second intermediate temperature of about 160 - 250 ° C, after which the steel strip is cooled in air at a cooling rate of about 2 - 30 ° C / s to room temperature or at a cooling rate of about 15 - 100 ° C / s from the first intermediate temperature to room temperature, or to obtain the desired multiphase microstructure, the steel strip, cold rolled to final thickness, is heated by continuous annealing to a temperature in the range of about 700 - 950 ° C, followed by cooling to a temperature of about 400 - 470 ° C, where cooling is stopped before entering the melting bath, then hot-dip coating and, after the hot-dip coating procedure, cooling continues at a cooling rate of about 15 - 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 200 - 250 ° C, after which the steel strip is cooled in air at a cooling rate of about 2-30 ° C / s to room temperature, or and to obtain the desired microstructure, the steel strip, cold rolled to the final thickness, is heated by continuous annealing to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C, followed by cooling to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C, and the temperature is maintained before entering the melting bath about 1 - 20 s, after which the steel strip is heated to a temperature of about 400 - 470 ° C, then hot dip plated and, after the hot dip coating procedure, cooling resumes at a cooling rate of about 15 - 100 ° C / s to intermediate temperature approx. 200 - 250 ° C, followed by cooling in air at a cooling rate of approx. 2 - 30 ° C / s to room temperature.

На математическом языке, это означает, что значения содержания Mn и Cr складываются, а значения содержания Si вычитаются, и общий полученный результат должен быть больше или равен 1,750 и меньше или равен 2,250 вес. %. То же самое относится соответственно и к другим общим содержаниям. In mathematical terms, this means that the Mn and Cr values are added and the Si values are subtracted, and the total obtained should be greater than or equal to 1.750 and less than or equal to 2.250 wt. %. The same applies accordingly for other general contents.

По способу в соответствии с настоящим изобретением, механико-технологические свойства надежно достигаются в узком диапазоне для холодных полос, имеющих переменную толщину пред-полосы перед горячей прокаткой, а также переменные степени утончения холодной прокаткой при холодной прокатке. Посредством переменных толщин пред-полосы, на процесс холодной прокатки можно положительно влиять благодаря тому факту, что этапы мягкого отжига горячей полосы выполняются перед холодной прокаткой, двойной холодной прокаткой, мягким отжигом холодной полосы перед следующим этапом холодной прокатки, без негативных последствий для производства описанных выше главной толщины горячей полосы или главной толщины холодной полосы. With the method according to the present invention, the mechanical properties are reliably achieved in a narrow range for cold strips having a variable pre-strip thickness before hot rolling as well as varying degrees of cold rolling thinning during cold rolling. By varying pre-strip thicknesses, the cold rolling process can be positively influenced by the fact that the soft annealing steps of the hot strip are performed before cold rolling, double cold rolling, soft annealing of the cold strip before the next cold rolling step, without negatively affecting the production described above. the main thickness of the hot strip or the main thickness of the cold strip.

Для этого очень важен выбранный и тщательно соблюдаемый состав сплава с акцентом на ограниченное и зависящее от толщины холодной полосы содержание хрома, что оказалось очень эффективным для достижения однородных свойств материала с различными толщинами пред-полосы, а также с различными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке. В дополнение, механико-технологические свойства, которые можно получить, достигаются в узком диапазоне по ширине полосы и длине полосы заданием объёмных пропорций микроструктурных фаз контролируемым образом.For this, a selected and carefully observed alloy composition with an emphasis on the limited and thickness-dependent chromium content is very important, which has proven very effective in achieving uniform material properties with different pre-strip thicknesses as well as varying degrees of rolling thinning in cold rolling. In addition, the mechanical properties that can be obtained are achieved over a narrow range in strip width and strip length by setting the volumetric proportions of the microstructural phases in a controlled manner.

В дополнение, предшествующая философия производства, где окончательная толщина холодной полосы (конечная толщина) определяет необходимую толщину горячей полосы и стандартная толщина пред-полосы может быть отброшена до той степени, где важна выбранная толщина пред-полосы и только одна выбранная главная толщина горячей полосы для различных толщин холодной полосы. Однако, также в качестве преимущества, можно получить толщину холодной полосы, которую необходимо достичь, тем же образом, но из горячей полосы с отличающимися толщинами. Это значительно повышает гибкость производства, и также снижает издержки производства. In addition, the previous production philosophy, where the final cold strip thickness (final thickness) determines the required hot strip thickness and the standard pre-strip thickness can be dropped to the extent that the selected pre-strip thickness is important and only one selected main hot strip thickness for different cold strip thicknesses. However, also as an advantage, it is possible to obtain the thickness of the cold strip to be achieved in the same way, but from the hot strip with different thicknesses. This greatly increases the flexibility of production and also reduces production costs.

Таким образом, пред-полоса может быть изготовлена из многофазной стали в виде сляба, после чего указанную пред-полосу подвергают горячей прокатке с получением требуемой толщины горячей полосы.Thus, the pre-strip can be made of multi-phase steel in the form of a slab, after which the specified pre-strip is hot rolled to obtain the desired hot strip thickness.

Также возможно, с учетом заранее выбранной толщины сляба, например, 250 мм и заранее выбранной пред-полосы, имеющей определенную, но переменную толщину, подвергать горячей прокатке горячие полосы с одинаковой толщиной со степенями утончения прокаткой от 72% до 87%, с достижением требуемой конечной толщины. It is also possible, taking into account a preselected slab thickness, for example 250 mm and a preselected pre-strip having a certain but variable thickness, hot-rolled hot strips of the same thickness with rolling thinning ratios from 72% to 87%, to achieve the required final thickness.

Преимущественным образом, в случае стальных полос различной толщины при непрерывном отжиге, сопоставимые состояния микроструктуры и механические характеристики полос могут быть установлены путем адаптации пропускной способности установки при термообработке.Advantageously, in the case of steel strips of different thicknesses during continuous annealing, comparable microstructure states and mechanical characteristics of the strips can be established by adapting the throughput of the heat treatment plant.

В дополнение, сталь, согласно настоящему изобретению, дает преимущество значительно увеличенного технологического окна по сравнению с известными сталями. Как результат, при этом обеспечивается повышенный уровень надёжности процесса непрерывного отжига холодной полосы с многофазной микроструктурой. Поэтому, при непрерывном отжиге холодных полос можно обеспечить более однородные механико-технологические свойства полос с переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке, и в полосе или в переходной области двух полос даже с различными поперечными сечениями и другими обычно идентичными технологическими параметрами. In addition, the steel of the present invention offers the advantage of a significantly increased processing window over prior art steels. As a result, it provides an increased level of reliability of the continuous annealing process for cold strip with a multiphase microstructure. Therefore, with continuous annealing of cold strips, it is possible to provide more uniform mechanical and technological properties of strips with varying degrees of thinning by rolling during cold rolling, and in the strip or in the transition region of two strips even with different cross sections and other usually identical technological parameters.

В соответствии с настоящим изобретением, можно использовать предлагаемую многофазную сталь для производства стальной полосы, при этом многофазная сталь используется для производства горячей полосы, из горячей полосы стальная полоса подвергается холодной прокатке с достижением требуемой конечной толщины, после чего стальную полосу подвергают отжигу, в частности, непрерывному отжигу.In accordance with the present invention, it is possible to use the proposed multiphase steel for the production of steel strip, while the multiphase steel is used for the production of hot strip, from the hot strip, the steel strip is cold rolled to the required final thickness, after which the steel strip is annealed, in particular, continuous annealing.

Свойства многофазной стали допускают, что при переменной толщине пред-полосы, выбранной главной горячей полосе с конкретной толщиной или выбранных горячих полосах с отличающимися толщинами в широком диапазоне степеней утончения холодной прокаткой от 10% до 70%, стальные полосы проходят холодную прокатку с достижением требуемой конечной толщины.The properties of multiphase steel allow that with a variable pre-strip thickness, a selected main hot strip with a specific thickness, or selected hot strips with different thicknesses in a wide range of cold rolling thinning rates from 10% to 70%, the steel strips are cold rolled to achieve the required final thickness.

В этом случае, согласно настоящему изобретению, химический состав многофазной стали выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы. Таким образом, в пределах выбираемых градуировок по толщине холодной полосы, которую нужно получить, можно произвести, из главной горячей полосы с толщиной, соответствующей холодным полосам с одной или несколькими конечными толщинами, или в качестве альтернативы произвести из горячих полос с отличающимися толщинами главную холодную полосу сообразной толщины. In this case, according to the present invention, the chemical composition of the multiphase steel is selected depending on the desired final cold strip thickness. Thus, within selectable thicknesses of the cold strip to be obtained, it is possible to produce from a main hot strip with a thickness corresponding to cold strips with one or more finite thicknesses, or alternatively produce from hot strips of different thicknesses a main cold strip consistent thickness.

Для достижения однородных механических свойств было доказано преимущество холодной прокатки стальной полосы до конечной толщины 0,50 мм - 3,00 мм и химический состав многофазной стали выбирается заранее, в зависимости от требуемой конечной толщины, даже при использовании переменных толщин пред-полосы, следующим образом.In order to achieve uniform mechanical properties, the advantage of cold rolling the steel strip to a final thickness of 0.50 mm - 3.00 mm has been proven and the chemical composition of the multiphase steel is selected in advance, depending on the required final thickness, even when using variable pre-strip thicknesses, as follows ...

Что касается возможного использования переменных толщин пред-полосы, было доказано особое преимущество того, что содержание Mn-Si+Cr выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:With regard to the possible use of variable pre-strip thicknesses, it has proven to be particularly advantageous that the Mn-Si + Cr content is selected depending on the required final cold strip thickness as follows:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно: final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive:

сумма Mn-Si+Cr ≥ 1,750 вес. % до ≤ 2,030 вес. %,the sum of Mn-Si + Cr ≥ 1,750 wt. % up to ≤ 2.030 wt. %,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно: final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive:

сумма Mn-Si+Cr ≥ 1,940 вес. % до ≤ 2,110 вес. %, the sum of Mn-Si + Cr ≥ 1.940 wt. % up to ≤ 2,110 wt. %,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно: final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm:

сумма Mn-Si+Cr ≥ 2,020 вес. % до ≤ 2,220 вес. %. the sum of Mn-Si + Cr ≥ 2.020 wt. % up to ≤ 2,220 wt. %.

Кроме того, было доказано преимущество того, что содержание Mn-Si+Cr+Mo выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:In addition, it has been proven to be advantageous that the Mn-Si + Cr + Mo content is selected depending on the required final cold strip thickness as follows:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно: final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive:

сумма Mn-Si+Cr+Mo ≥ 1,950 вес. % до ≤ 2,280 вес. %,sum of Mn-Si + Cr + Mo ≥ 1.950 wt. % up to ≤ 2,280 wt. %,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно: final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive:

сумма Mn-Si+Cr+Mo ≥ 2,140 вес. % до ≤ 2,360 вес. %, sum Mn-Si + Cr + Mo ≥ 2.140 wt. % up to ≤ 2,360 wt. %,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно: final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm:

сумма Mn-Si+Cr+Mo ≥ 2,220 вес. % до ≤ 2,470 вес. %.the sum of Mn-Si + Cr + Mo ≥ 2.220 wt. % up to ≤ 2,470 wt. %.

Таким образом, требуемая конечная толщина стальной полосы связана с составом сплава пред-полосы или горячей полосы, полученной из многофазной стали.Thus, the required final steel strip thickness is related to the alloy composition of the pre-strip or hot strip obtained from the multiphase steel.

Также было доказано преимущество того, что углеродный эквивалент CEV (IIW) выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:It has also been proven to be advantageous that the carbon equivalent of the CEV (IIW) is selected depending on the required final cold strip thickness as follows:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно: final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive:

содержание C ≤ 0,100 вес. % и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,62%,C content ≤ 0.100 wt. % and carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.62%,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive:

содержание C ≤ 0,105 вес. % и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,64%, C content ≤ 0.105 wt. % and carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.64%,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно: final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm:

содержание C ≤ 0,115 вес. % и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,66%. C content ≤ 0.115 wt. % and carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.66%.

Также было доказано преимущество того, что содержание Mn выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:It has also proven to be advantageous that the Mn content is selected depending on the required final cold strip thickness as follows:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно: final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive:

содержание Mn ≥ 1,900 вес. % до ≤ 2,200 вес. %,Mn content ≥ 1,900 wt. % up to ≤ 2,200 wt. %,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive:

содержание Mn ≥ 2,050 вес. % до ≤ 2,250 вес. %, Mn content ≥ 2.050 wt. % up to ≤ 2,250 wt. %,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно: final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm:

содержание Mn ≥ 2,100 вес. % до ≤ 2,350 вес. %.Mn content ≥ 2,100 wt. % up to ≤ 2,350 wt. %.

Что касается использования переменных толщин пред-полосы, было доказано особое преимущество того, что содержание Cr и углеродный эквивалент CEV (IIW) выбираются в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:With regard to the use of variable pre-strip thicknesses, it has proven to be particularly advantageous that the Cr content and the carbon equivalent CEV (IIW) are selected depending on the required final cold strip thickness as follows:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно: final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive:

содержание Cr ≥ 0,260 вес. % до ≤ 0,330 вес. %Cr content ≥ 0.260 wt. % up to ≤ 0.330 wt. %

и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,62%,and carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.62%,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive:

содержание Cr ≥ 0,290 вес. % до ≤ 0,360 вес. %Cr content ≥ 0.290 wt. % up to ≤ 0.360 wt. %

и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0.64%, and carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.64%,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно: final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm:

содержание Cr ≥ 0,320 вес. % до ≤ 0,370 вес. %Cr content ≥ 0.320 wt. % up to ≤ 0.370 wt. %

и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,66%. and carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.66%.

Это применимо к непрерывному отжигу последовательных полос с различными поперечными сечениями полосы, и также к полосам с переменной толщиной листа по длине полосы или по ширине полосы. Например, можно производить холодные полосы с переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке.This applies to continuous annealing of successive strips with different strip cross-sections, and also strips of varying sheet thickness along the length of the strip or across the width of the strip. For example, cold strips with varying degrees of rolling thinning during cold rolling can be produced.

В соответствии с настоящим изобретением, сверхпрочные холодные полосы, которые производятся с использованием способа непрерывного отжига, производятся из многофазной стали с переменной толщиной листа, и, в качестве преимущества, возможно производить детали с оптимизацией по нагрузке из этого материала с использованием деформационной технологии. In accordance with the present invention, ultra-strong cold strips that are produced using the continuous annealing method are produced from multiphase steel with variable plate thickness, and, as an advantage, it is possible to produce load-optimized parts from this material using deformation technology.

Готовый материал может производиться в виде холодной полосы с прохождением через линию горячего цинкования или только лишь через установку для непрерывного отжига в дрессированном или не дрессированном, и в правленом вытяжкой и гибкой и в не правленом вытяжкой и гибкой состоянии (правка вытяжкой и гибкой), а также в состоянии после термообработки (старение).The finished material can be produced in the form of a cold strip passing through a hot-dip galvanizing line or only through an installation for continuous annealing in a tempered or non-tempered, and in a stretched-leveled and flexible and in a non-stretched and flexible state (stretched and flexible straightening), and also in a state after heat treatment (aging).

Одновременно, возможно особым образом изменяя технологические параметры, задать микроструктурные пропорции таким образом, чтобы производить сталь в различных классах прочности, например, с пределами текучести между 550 МПа и 950 МПа и прочностью на разрыв между 980 МПа и 1140 МПа.At the same time, possibly by changing the technological parameters in a special way, the microstructural proportions are set so as to produce steel in different strength classes, for example, with yield strengths between 550 MPa and 950 MPa and tensile strengths between 980 MPa and 1140 MPa.

Состав сплава может использоваться для производства стальных полос посредством межкритического отжига между Ас1 и Ас3, или посредством аустенитизирующего отжига выше Ас3 при завершающем контролируемом охлаждении, с получением двухфазной или многофазной микроструктуры.The alloy composition can be used to produce steel strips by intercritical annealing between Ac1 and Ac3, or by austenitizing annealing above Ac3 with final controlled cooling to produce a two-phase or multi-phase microstructure.

Было доказано, что температуры отжига примерно 700 - 950°С являются преимущественными. Согласно настоящему изобретению, в зависимости от всего процесса (только непрерывный отжиг или с дополнительным нанесением покрытия горячим погружением) существуют различные подходы к термообработке. It has been proven that annealing temperatures of about 700 - 950 ° C are preferred. According to the present invention, depending on the overall process (continuous annealing only or with additional hot dip coating), there are different approaches to heat treatment.

В установке непрерывного отжига без последующего нанесения покрытия горячим погружением, стальная полоса, холоднокатаная до конечной толщины охлаждается, начиная с температуры отжига, со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры примерно 160 - 250°С. В качестве опции, охлаждение можно осуществлять заранее, со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до предыдущей промежуточной температуры 300 - 500°С. Охлаждение до комнатной температуры в итоге происходит со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с (см. способ 1, фигура 15). В качестве альтернативы, охлаждение можно осуществлять со скоростью охлаждения между примерно 15 и 100°С/с с промежуточной температуры 300 - 500°С до комнатной температуры. In a continuous annealing plant without subsequent hot dip coating, the steel strip, cold rolled to the final thickness, is cooled, starting at the annealing temperature, at a cooling rate of about 15 - 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 - 250 ° C. As an option, cooling can be carried out in advance, with a cooling rate of approximately 15 - 100 ° C / s to the previous intermediate temperature of 300 - 500 ° C. Cooling to room temperature eventually occurs at a cooling rate of about 2-30 ° C / s (see method 1, figure 15). Alternatively, the cooling can be carried out at a cooling rate of between about 15 and 100 ° C / s from an intermediate temperature of 300 - 500 ° C to room temperature.

В случае термообработки, как части процедуры нанесения покрытия горячим погружением, имеется две опции контроля температуры. Охлаждение останавливается, как описано ранее, перед заходом в ванну плавления, и продолжается только после выхода из ванны до достижения промежуточной температуры примерно 200 - 250°С. В зависимости от температуры ванны плавления, в ванне плавления обеспечивается температура примерно 400 - 470°С. Затем осуществляется охлаждение до комнатной температуры при скорости охлаждения примерно 2 - 30°С/с (см. способ 2, фигура 16). In the case of heat treatment as part of the hot dip coating procedure, there are two temperature control options. Cooling is stopped, as described earlier, before entering the melting bath, and continues only after leaving the bath until an intermediate temperature of about 200 - 250 ° C is reached. Depending on the temperature of the melting bath, a temperature of about 400 - 470 ° C is maintained in the melting bath. Then cooling to room temperature is carried out at a cooling rate of about 2-30 ° C / s (see method 2, figure 16).

Второй вариант контроля температуры при процедуре нанесения покрытия горячим погружением включает в себя поддержание температуры в течение примерно 1 - 20 секунд на значении промежуточной температуры примерно 200 - 350°С с последующим повторным нагревом до температуры примерно 400 - 470°С, необходимой для процедуры нанесения покрытия горячим погружением. По окончании процедуры нанесения покрытия, полосу охлаждают примерно до 200 - 250°С. Затем осуществляется охлаждение до комнатной температуры при скорости охлаждения примерно 2 - 30°С/с (см. способ 3, фигура 17). A second option for temperature control in the hot dip coating procedure involves maintaining the temperature for about 1-20 seconds at an intermediate temperature of about 200-350 ° C, followed by reheating to about 400-470 ° C for the coating procedure. hot immersion. At the end of the coating procedure, the strip is cooled to about 200 - 250 ° C. Then cooling to room temperature is carried out at a cooling rate of about 2-30 ° C / s (see method 3, figure 17).

В случае с известными двухфазными сталями, не только углерод, но и марганец, хром и кремний отвечают за превращение аустенита в мартенсит. Только изобретенное сочетание элементов, которые добавляют в показанных пределах, углерода, кремния, марганца, азота, молибдена и хрома, а также ниобия, титана и прежде всего бора, обеспечивает, с одной стороны, требуемые механические свойства, такие как минимальную прочность на разрыв 980 МПа, и в то же время, значительно расширенное технологическое окно при процедуре непрерывного отжига. In the case of the known two-phase steels, not only carbon but also manganese, chromium and silicon are responsible for the transformation of austenite to martensite. Only the invented combination of elements that are added within the indicated limits, carbon, silicon, manganese, nitrogen, molybdenum and chromium, as well as niobium, titanium and, above all, boron, provides, on the one hand, the required mechanical properties, such as a minimum tensile strength of 980 MPa, and at the same time, a significantly expanded technological window during the continuous annealing procedure.

Также характерно для материала то, что из-за добавления марганца при повышении процентного отношения по весу, ферритная область смещается к более длительным периодам времени при более низких температурах при охлаждении, а элементы углерод, хром, молибден и бор также действуют аналогичным образом. Процентное отношение феррита уменьшается в большей или меньшей степени при повышении пропорции бейнита в зависимости от технологических параметров. It is also characteristic of the material that due to the addition of manganese as the percentage by weight increases, the ferrite region shifts to longer periods of time at lower temperatures upon cooling, and the elements carbon, chromium, molybdenum and boron also act in a similar manner. The percentage of ferrite decreases to a greater or lesser extent with an increase in the proportion of bainite, depending on the technological parameters.

При низком содержании углерода ≤ 0,115 вес. %, углеродный эквивалент может понизиться, при этом улучшится свариваемость, можно избежать чрезмерно твердых пятен при сварке. В дополнение, при контактной точечной сварке, срок службы электрода значительно увеличивается. With a low carbon content ≤ 0.115 wt. %, the carbon equivalent may decrease, and the weldability is improved, and excessively hard welding spots can be avoided. In addition, with resistance spot welding, the life of the electrode is greatly increased.

Эффект от элементов в сплаве будет более подробно описан далее. Сопутствующие элементы неизбежны, и, при необходимости, принимаются во внимание в рамках концепции анализа с точки зрения их эффекта. The effect of the elements in the alloy will be described in more detail below. The accompanying elements are inevitable and, if necessary, are taken into account within the framework of the analysis concept in terms of their effect.

Сопутствующие элементы - это элементы, которые уже присутствуют в железной руде или попадают в сталь в результате процесса производства. Обычно они нежелательны в основном по причине их отрицательного влияния. Делается всё возможное для их удаления до приемлемого уровня или их превращения в менее губительные формы. Ancillary elements are elements that are already present in iron ore or enter steel as a result of the manufacturing process. They are usually undesirable mainly because of their negative influence. Every effort is made to remove them to an acceptable level or convert them to less harmful forms.

Водород (Н) может диффундировать как один элемент по решетке железа, без создания напряжений в решетке. Как результат, водород в решетке железа относительно мобилен и может относительно легко поглощаться при обработке стали. Водород может поглощаться в решетку железа только в атомной (ионной) форме. Hydrogen (H) can diffuse as one element across the iron lattice without creating lattice stresses. As a result, the hydrogen in the iron lattice is relatively mobile and can be absorbed relatively easily during steel processing. Hydrogen can be absorbed into the iron lattice only in its atomic (ionic) form.

Водород значительно добавляет хрупкости и диффундирует преимущественно в места, которые удобны с точки зрения энергии (дефекты, границы зерен и т.д.). Дефекты при этом работают как ловушки для водорода и могут значительно увеличить время пребывания водорода в материале.Hydrogen significantly adds to the fragility and diffuses mainly into places that are convenient from the point of view of energy (defects, grain boundaries, etc.). In this case, defects act as traps for hydrogen and can significantly increase the residence time of hydrogen in the material.

Холодные трещины могут создаваться посредством рекомбинации в молекулярный водород. Такое поведение имеет место в случае водородного охрупчивания или в случае коррозии трещины разрыва, вызванной водородом. Даже в случае отложенного растрескивания, так называемого отложенного состояния без трещин, которое происходит без внешних напряжений, водород часто упоминается как причина этого. Таким образом, содержание водорода в стали должно оставаться настолько низким, насколько это возможно. Cold cracks can be created by recombination into molecular hydrogen. This behavior occurs in the case of hydrogen embrittlement or in the case of hydrogen induced fracture crack corrosion. Even in the case of deferred cracking, the so-called deferred state without cracking, which occurs without external stresses, hydrogen is often cited as the cause. Thus, the hydrogen content in the steel should be kept as low as possible.

По вышеуказанным причинам, содержание водорода в стали, согласно настоящему изобретению, ограничено до ≤ 0,0010 вес. % (10 ч./млн.) или предпочтительно до ≤ 0,0008 вес. %, оптимально до ≤ 0,0005 вес. %.For the above reasons, the hydrogen content of the steel according to the present invention is limited to 0.0010 wt. % (10 ppm) or preferably up to ≤ 0.0008 wt. %, optimally up to ≤ 0.0005 wt. %.

Более равномерная микроструктура, которая в случае со сталью согласно настоящему изобретению достигается, в том числе, посредством расширенного технологического окна, также понижает восприимчивость к водородному охрупчиванию. The more uniform microstructure, which in the case of the steel according to the present invention, is achieved, inter alia, by means of an extended processing window, also reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.

Кислород (О): в расплавленном состоянии сталь относительно хорошо поглощает газы. Однако при комнатной температуре кислород растворим только в очень малых количествах. Подобно водороду кислород может диффундировать в материал только в атомной форме. Из-за выраженного эффекта охрупчивания и отрицательного воздействия на сопротивляемость старению делается всё возможное для понижения содержания кислорода при производстве.Oxygen (O): In the molten state, steel absorbs gases relatively well. However, at room temperature oxygen is soluble only in very small amounts. Like hydrogen, oxygen can only diffuse into a material in its atomic form. Due to the pronounced embrittlement effect and the negative effect on aging resistance, every effort is made to reduce the oxygen content during production.

С одной стороны используются процедурные подходы, такие как вакуумная обработка, с другой стороны используются аналитические подходы для понижения содержания кислорода. При добавлении конкретных легирующих элементов кислород можно перевести в менее разрушающие состояния. Например, общепринято удаление кислорода в процессе раскисления стали марганцем, кремнием и/или алюминием. Однако полученные оксиды могут придать отрицательные свойства, как дефекты, материалу.On the one hand, procedural approaches such as vacuum treatment are used, on the other hand analytical approaches are used to reduce the oxygen content. By adding specific alloying elements, oxygen can be converted to less destructive states. For example, it is common to remove oxygen during deoxidation of steel with manganese, silicon and / or aluminum. However, the resulting oxides can impart negative properties such as defects to the material.

Следовательно, по вышеуказанным причинам, содержание кислорода в стали должно быть настолько малым, насколько это возможно. Therefore, for the above reasons, the oxygen content of the steel should be as low as possible.

Фосфор (Р) - это следовой элемент из железной руды, с растворением в железной решетке, как замещающий атом. Фосфор повышает жесткость и улучшает способность к упрочнению посредством смешанного кристаллического упрочнения. Однако делается всё возможное для понижения содержания фосфора до настолько малых величин, насколько возможно, например, поскольку, среди прочего, его низкая растворимость в среде затвердевания означает, что он имеет сильную тенденцию к сегрегации и сильно понижает уровень жесткости. Присоединение фосфора к границам зерен вызывает разрушения на границах зерен. В дополнение, фосфор повышает температуру перехода от жесткого поведения к хрупкому поведению до 300°С. При горячей прокатке, оксиды фосфора у поверхности на границах зерен могут привести к образованию разрушений. Phosphorus (P) is a trace element from iron ore that dissolves in an iron lattice as a replacement atom. Phosphorus increases the hardness and improves the hardenability through mixed crystal hardening. However, every effort is made to lower the phosphorus content to as low a value as possible, for example because, among other things, its low solubility in the solidification medium means that it has a strong tendency to segregation and greatly lowers the hardness level. The attachment of phosphorus to the grain boundaries causes fracture at the grain boundaries. In addition, phosphorus raises the transition temperature from tough behavior to brittle behavior up to 300 ° C. During hot rolling, phosphorus oxides near the surface at grain boundaries can lead to fracture.

Однако в некоторых сталях, из-за низкой стоимости и значительного повышения прочности, фосфор используется в небольших количествах (< 0.,1 вес. %) в качестве элемента микролегирования, например, в сталях повышенной прочности без атомов внедрения, сталях с термоупрочнением или даже в некоторых концепциях сплавов для двухфазных сталей. Сталь, согласно настоящему изобретению, отличается от известных аналитических концепций, которые используют фосфор в качестве агента образования смешанного кристалла, среди прочего, в том, что фосфор в нее не добавляется, а напротив - его содержание поддерживается настолько низким, насколько это возможно. However, in some steels, due to its low cost and significant increase in strength, phosphorus is used in small amounts (<0.1 wt%) as a microalloying element, for example, in high strength steels without interstitial atoms, heat-strengthened steels, or even in some alloy concepts for duplex steels. The steel according to the present invention differs from known analytical concepts that use phosphorus as a mixed crystal formation agent, inter alia, in that no phosphorus is added to it, but rather its content is kept as low as possible.

По вышеуказанным причинам, содержание фосфора в стали, согласно настоящему изобретению, ограничено количествами, которые неизбежны при производстве стали. Предпочтительно, содержание Р должно быть ≤ 0,020 вес. %. For the above reasons, the phosphorus content of the steel according to the present invention is limited to the amounts that are unavoidable in steel production. Preferably, the P content should be ≤ 0.020 wt. %.

Сера (S), подобно фосфору, привязана, как следовой элемент в железной руде. Сера нежелательна в стали (за исключением сталей для металлорежущих станков), поскольку она проявляет сильную тенденцию к сегрегации и сильно повышает хрупкость. Поэтому, делается всё возможное для достижения низкого содержания серы в расплаве, например, посредством вакуумной обработки. В дополнение, присутствующая сера, путем добавления марганца, переводится в относительно безобидное соединение сульфида марганца (MnS). Сульфиды марганца часто вытягиваются в линии в процессе прокатки и работают как участки нуклеации для конверсии. Обычно, в случае диффузионно-контролируемой конверсии это создает микроструктуру выраженных линий и, в случае образования сильно выраженных линий, может быть ухудшение механических свойств, таких как, например, выраженные линии мартенсита вместо рассеянных островков мартенсита, анизотропное поведение материала, пониженное удлинение при разрушении. Sulfur (S), like phosphorus, is bound like a trace element in iron ore. Sulfur is undesirable in steel (except for machine tool steels) because it has a strong tendency to segregation and greatly increases brittleness. Therefore, every effort is made to achieve a low sulfur content in the melt, for example through vacuum treatment. In addition, the sulfur present is converted by the addition of manganese to a relatively harmless manganese sulfide (MnS) compound. Manganese sulphides are often drawn in line during the rolling process and act as nucleation sites for conversion. Usually, in the case of diffusion-controlled conversion, this creates a microstructure of pronounced lines and, in the case of the formation of strongly pronounced lines, there can be a deterioration in mechanical properties, such as, for example, pronounced lines of martensite instead of scattered martensite islands, anisotropic behavior of the material, and reduced elongation at fracture.

По вышеуказанным причинам, содержание серы в стали, согласно настоящему изобретению, ограничено до ≤ 0,0020 вес. % или предпочтительно до ≤ 0,0015 вес. %, оптимально до ≤ 0,0010 вес. %. For the above reasons, the sulfur content of the steel according to the present invention is limited to ≤ 0.0020 wt. % or preferably up to ≤ 0.0015 wt. %, optimally up to ≤ 0.0010 wt. %.

Легирующие элементы обычно добавляются к стали для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент может поэтому влиять на различные свойства в различных сталях. Эффект обычно в значительной степени зависит от количества и состояния раствора в материале. Соответственно, соотношения могут сильно меняться и быть очень сложными. Alloying elements are usually added to steel to influence specific properties as desired. The alloying element can therefore influence different properties in different steels. The effect is usually highly dependent on the amount and condition of the solution in the material. Accordingly, the ratios can vary greatly and be very complex.

Эффект легирующих элементов будет описан более подробно далее.The effect of alloying elements will be described in more detail below.

Углерод (С) считается наиболее важным легирующим элементом в стали. Его целевое внедрение в количестве до 2,06 вес. % превращает железо в сталь. Пропорция углерода часто сильно уменьшается при производстве стали. В случае двухфазных сталей при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением, его пропорция в соответствии с EN 10346 или VDA 239-100 составляет максимум 0,230 вес. %, при этом минимальное значение не задано. Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Its targeted implementation is up to 2.06 wt. % converts iron to steel. The proportion of carbon is often greatly reduced in steel production. In the case of duplex steels with continuous hot dip coating, the proportion according to EN 10346 or VDA 239-100 is a maximum of 0.230 wt. %, with no minimum value specified.

Углерод внедряется в решетку железа благодаря его сравнительно малому атомному радиусу. Растворимость составляет максимум 0,02% в α-железе и максимум 2,06% в γ-железе. Углерод в растворенной форме значительно повышает способность стали к упрочнению и, таким образом, важен для образования достаточного количества мартенсита. Однако чрезмерно высокое содержание углерода повышает различие по жесткости между ферритом и мартенситом, ограничивая свариваемость. Carbon is embedded in the iron lattice due to its relatively small atomic radius. The solubility is maximum 0.02% in α-iron and maximum 2.06% in γ-iron. Carbon in dissolved form greatly enhances the hardenability of the steel and is thus important for the formation of sufficient martensite. However, an excessively high carbon content increases the difference in hardness between ferrite and martensite, limiting weldability.

Для соответствия требованиям, например, в отношении максимальной раздачи отверстия и углов изгиба, а также для улучшенной свариваемости, сталь согласно настоящему изобретению содержит углерод в количестве ≤ 0,115 вес. %. To meet requirements, for example, with respect to maximum hole expansion and bending angles, as well as for improved weldability, the steel according to the present invention contains carbon in an amount of ≤ 0.115 wt. %.

Отличающаяся растворимость углерода в фазах обуславливает необходимость явных процедур диффузии во время фазовой конверсии, при этом процедуры могут привести к различным кинетическим условиям. В дополнение углерод повышает термодинамическую стабильность аустенита, что демонстрируется на диаграмме фазы в расширении области аустенита при пониженных температурах. По мере повышения содержания принудительно растворенного углерода в мартенсите искажения решетки и связанная с этим прочность фазы с получением без диффузии повышаются. The differing solubility of carbon in the phases necessitates explicit diffusion procedures during phase conversion, and procedures can lead to different kinetic conditions. In addition, carbon enhances the thermodynamic stability of austenite, as demonstrated in the phase diagram in the expansion of the austenite region at lower temperatures. As the content of forcibly dissolved carbon in the martensite increases, the lattice distortions and the associated strength of the diffusion-free phase increase.

Углерод также образует карбиды. Микроструктурная фаза, которая возникает почти в каждой стали - это цементит (Fe3C). Однако значительно более жесткие специальные карбиды могут образоваться с другими металлами, такими, как, например, хром, титан, ниобий, и также ванадий. Поэтому не только тип, но и распределение и степень осаждения критически важны для получаемого повышения прочности. Поэтому для обеспечения с одной стороны достаточной прочности и, с другой стороны - эффективной свариваемости, улучшенной раздачи отверстия, улучшенного угла изгиба и достаточной устойчивости к наведенному водородом образованию трещин (отложенное состояние без трещин), минимальное содержание С зафиксировано на 0,075 вес. %, а максимальное содержание С зафиксировано на 0,115 вес. %, при этом предпочтительными являются содержания, имеющие дифференциацию с зависимостью от поперечного сечения, такую как:Carbon also forms carbides. The microstructural phase that occurs in almost every steel is cementite (Fe 3 C). However, much harder specialty carbides can form with other metals such as chromium, titanium, niobium, and also vanadium. Therefore, not only the type, but also the distribution and degree of deposition are critical to the resulting strength increase. Therefore, to provide sufficient strength on the one hand and, on the other hand, effective weldability, improved hole expansion, improved bending angle and sufficient resistance to hydrogen induced cracking (deferred state without cracking), the minimum C content is fixed at 0.075 wt. %, and the maximum C content is fixed at 0.115 wt. %, with preferred contents having cross-section dependent differentiation such as:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно (С ≤ 0,100 вес. %)final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive (C ≤ 0.100 wt.%)

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно (С ≤ 0,105 вес. %) final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive (С ≤ 0.105 wt.%)

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно (С ≤ 0,115 вес. %)final thickness over 2.00 mm up to 3.00 mm inclusive (С ≤ 0.115 wt.%)

В дополнение предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания углерода в зависимости от толщины полосы в сочетании с углеродным эквивалентом CEV (IIW).In addition, it is preferable to maintain differentiation of the carbon content depending on the thickness of the strip in combination with the carbon equivalent of the CEV (IIW).

Конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно (С ≤ 0,100 вес. %) с углеродным эквивалентом CEV (IIW) ≤ 0,62%, Final thickness 0.50 mm to 1.00 mm inclusive (С ≤ 0.100 wt.%) With carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.62%,

Конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно (С ≤ 0,105 вес. %) с углеродным эквивалентом CEV (IIW) ≤ 0,64%, Final thickness over 1.00 mm up to 2.00 mm inclusive (C ≤ 0.105 wt.%) With carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.64%,

Конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно (С ≤ 0,115 вес. %) с углеродным эквивалентом CEV (IIW) ≤ 0,66%. Final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm (C ≤ 0.115 wt%) with carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.66%.

При отливке кремний (Si) связывает кислород и поэтому используется для целей успокоения при раскислении стали. Для последующих свойств стали важно, чтобы коэффициент сегрегации был значительно ниже, чем, например, таковой марганца (0,16 в сравнении с 0,87). Сегрегация обычно приводит к линейному расположению микроструктурных компонентов, что плохо влияет на свойства при деформировании, такие как раздача отверстия и способность к изгибу.In casting, silicon (Si) binds oxygen and is therefore used for quenching purposes during deoxidation of steel. For the subsequent properties of the steel, it is important that the segregation coefficient is significantly lower than, for example, that of manganese (0.16 versus 0.87). Segregation usually results in a linear arrangement of microstructural components, which adversely affects deformation properties such as hole expansion and bending properties.

Способом, характерным для материала, добавление кремния дает сильное смешанное кристаллическое упрочнение. При грубой оценке, добавление 0,1% кремния повышает прочность на разрыв примерно на 10 МПа, при этом в случае добавления до 2,2% кремния, удлинение понижается лишь незначительно. Это было проверено на листах различной толщины и при различной температуре отжига. Повышение кремния с 0,2% до 0,5% дало повышение прочности примерно на 20 МПа по пределу текучести и примерно на 70 МПа по прочности на разрыв. Удлинение при разрушении понижается примерно на 2%. Последняя ситуация приписывается в том числе тому факту, что кремний понижает растворимость углерода в феррите и увеличивает активность углерода в феррите, тем самым предотвращая образование карбидов, которые, как хрупкие фазы, понижают дуктильность, что, в свою очередь, улучшает деформируемость. Эффект небольшого повышения прочности от кремния в стали в соответствии с настоящим изобретением обеспечивает основу для широкого технологического окна. In a manner specific to the material, the addition of silicon results in a strong mixed crystal hardening. As a rough estimate, the addition of 0.1% silicon increases the tensile strength by about 10 MPa, while in the case of adding up to 2.2% silicon, the elongation decreases only slightly. This has been tested on sheets of various thicknesses and at various annealing temperatures. Raising silicon from 0.2% to 0.5% gave an increase in strength by about 20 MPa in yield strength and by about 70 MPa in tensile strength. Elongation at break is reduced by about 2%. The latter situation is attributed, among other things, to the fact that silicon lowers the solubility of carbon in ferrite and increases the activity of carbon in ferrite, thereby preventing the formation of carbides, which, as brittle phases, reduce ductility, which in turn improves deformability. The effect of the slight increase in strength from silicon in steel in accordance with the present invention provides the basis for a wide processing window.

Дополнительный важный эффект заключается в том, что кремний смещает образование феррита в направлении меньшего времени и температур, и поэтому позволяет получить достаточно феррита перед упрочнением закалкой. При горячей прокатке, это обеспечивает основу для лучшей холодной прокатываемости. При нанесении покрытия горячим погружением ускоренное образование феррита заставляет аустенит обогащаться углеродом и тем самым стабилизироваться. Поскольку кремний замедляет образование карбида, аустенит дополнительно стабилизируется. Таким образом при ускоренном охлаждении образование бейнита можно подавлять в пользу мартенсита. An additional important effect is that silicon shifts the formation of ferrite towards lower times and temperatures, and therefore allows enough ferrite to be produced before hardening by quenching. In hot rolling, this provides the basis for better cold rolling. In hot dip plating, the accelerated ferrite formation causes the austenite to be enriched in carbon and thereby stabilized. Since silicon slows down the formation of carbide, austenite is further stabilized. Thus, with accelerated cooling, bainite formation can be suppressed in favor of martensite.

Добавление кремния согласно настоящему изобретению привело к дополнительным неожиданным эффектам, которые будут описаны далее. Вышеупомянутая задержка при образовании карбида также может быть осуществлена, например, при помощи алюминия. Однако алюминий образует стабильные нитриды и не будет достаточно азота для образования карбонитридов с элементами микролегирования. Сплавление с кремнием устраняет эту проблему, поскольку кремний не образует ни карбидов, ни нитридов. Поэтому кремний косвенно оказывает положительный эффект на формирование осаждения микросплавов, что, в свою очередь, положительно влияет на прочность материала. Поскольку повышение температуры конверсии, вызванное кремнием, склонно способствовать огрублению зерен, микросплав с ниобием, титаном и бором особенно удобен, как и заданные характеристики по содержанию азота в стали в соответствии с настоящим изобретением. The addition of silicon according to the present invention resulted in additional unexpected effects, which will be described below. The aforementioned delay in the formation of carbide can also be carried out, for example, with aluminum. However, aluminum forms stable nitrides and there will not be enough nitrogen to form carbonitrides with microalloying elements. Fusion with silicon eliminates this problem since silicon does not form carbides or nitrides. Therefore, silicon indirectly has a positive effect on the formation of deposition of microalloys, which, in turn, has a positive effect on the strength of the material. Since the increase in the conversion temperature caused by silicon tends to contribute to grain coarsening, the microalloy with niobium, titanium and boron is particularly convenient as is the target nitrogen content of the steel in accordance with the present invention.

Известно, что при горячей прокатке стали, большое содержание кремния приводит к образованию сильно прилипающей красной окалины и повышенному риску вкатанной окалины, что может повлиять на результаты последующей кислотной очистки и производительность кислотной очистки. Такого эффекта не наблюдается в стали согласно настоящему изобретению при содержании кремния 0,400 до 0,500%, когда кислотная очистка предпочтительно осуществляется при помощи соляной кислоты вместо серной кислоты. It is known that when hot rolling steel, a high silicon content leads to the formation of highly adhering red scale and an increased risk of rolled scale, which can affect the results of subsequent acid cleaning and acid cleaning performance. This effect is not observed in the steel according to the present invention with a silicon content of 0.400 to 0.500%, when acid cleaning is preferably carried out with hydrochloric acid instead of sulfuric acid.

Относительно способности к оцинковке сталей, содержащих кремний, утверждается, в том числе, в DE 196 10 675 C1, что стали, содержащие до 0,800 вес. % кремния или до 2,000 вес. % кремния, не могут быть оцинкованы горячим способом по причине очень плохой смачиваемости поверхности стали жидким цинком. Concerning the galvanizing ability of steels containing silicon, it is stated, inter alia, in DE 196 10 675 C1 that steels containing up to 0.800 wt. % silicon or up to 2,000 wt. % silicon, cannot be hot-dip galvanized due to the very poor wettability of the steel surface with liquid zinc.

В дополнение к рекристаллизации рулонной холодной полосы атмосферные условия при обработке отжигом в установке непрерывного нанесения покрытия горячим погружением понижает оксид железа, который может образоваться на поверхности, например, при холодной прокатке, или как результат хранения при комнатной температуре. Однако для кислородно-аффинных легирующих элементов, таких как, например, кремний, марганец, хром, бор, газ атмосферы является окислителем, и как результат, может иметь место сегрегация и избирательное окисление этих элементов. Избирательное окисление может произойти и снаружи, то есть на поверхности субстрата, и внутри, в пределах металлической матрицы. In addition to recrystallization of cold coiled strip, atmospheric conditions during the hot dip annealing treatment reduce iron oxide that may form on the surface, for example, during cold rolling, or as a result of storage at room temperature. However, for oxygen-affinity alloying elements, such as, for example, silicon, manganese, chromium, boron, atmospheric gas is an oxidizing agent, and as a result, segregation and selective oxidation of these elements can occur. Selective oxidation can occur both externally, that is, on the surface of the substrate, and internally, within the metal matrix.

Известно, что кремний в частности диффундирует в поверхность при отжиге и образует, сам по себе или вместе с марганцем, оксиды на поверхности стали. Эти оксиды могут угнетать контакт между субстратом и расплавом и могут препятствовать или сильно ухудшать реакцию смачивания. Как результат, могут появиться не оцинкованные места, так называемые «лысые пятна», или даже большие области без какого-либо покрытия. В дополнение адгезия слоя цинка или цинкового сплава на стальном субстрате может понизиться по причине ухудшенной реакции смачивания из-за недостаточного образования слоя ингибитора. It is known that silicon in particular diffuses into the surface upon annealing and forms, alone or together with manganese, oxides on the surface of steel. These oxides can inhibit contact between the substrate and the melt and can inhibit or severely impair the wetting reaction. As a result, non-galvanized areas, so-called “bald spots”, or even large areas without any coating can appear. In addition, the adhesion of the zinc or zinc alloy layer on the steel substrate may decrease due to the impaired wetting reaction due to insufficient formation of the inhibitor layer.

В противоположность этому общепринятому знанию в данной области техники было неожиданно обнаружено при испытании, что эффективное нанесение покрытия горячим погружением стальной полосы и эффективная адгезия покрытия может быть достигнута исключительно посредством подходящего использования печи при отжиге с рекристаллизацией и при прохождении через ванну горячего погружения.Contrary to this common knowledge in the art, it has surprisingly been found in testing that efficient hot dip plating of a steel strip and effective adhesion of the coating can be achieved solely by suitably using a recrystallization annealing furnace and passing through a hot dip bath.

Для этой цели изначально необходимо убедиться, что поверхность полосы свободна от остатков окалины, эмульсии кислотной очистки или эмульсии для прокатки, или прочих загрязняющих частиц посредством осуществления химико-механической или термо-гидродинамической процедуры предварительной очистки. В дополнение для предотвращения попадания оксидов кремния на поверхность полосы необходимо прибегнуть к способам, которые способствуют внутреннему окислению легирующих элементов ниже поверхности материала. В этом случае применяются различные меры в зависимости от конфигурации установки. For this purpose, it is necessary initially to ensure that the strip surface is free of scale residues, acid scrubbing emulsion or rolling emulsion, or other contaminants by performing a chemi-mechanical or thermo-hydrodynamic pre-cleaning procedure. In addition, to prevent silicon oxides from entering the strip surface, it is necessary to resort to methods that promote internal oxidation of alloying elements below the material surface. In this case, different measures are taken depending on the configuration of the installation.

Для конфигурации установки, при которой отжиг осуществляется только лишь в печи с радиационными трубами (RTF): (см. способ 3 на фигуре 17), на внутреннее окисление легирующих элементов может нужным образом влиять задание парциального давления кислорода атмосферы печи (в атмосфере защитного газа N2-H2). Заданное парциальное давление кислорода должно удовлетворять следующему уравнению, при этом температура печи должна быть между 700 и 950°С. For a plant configuration in which annealing is carried out only in a radiant tube furnace (RTF): (see method 3 in FIG. 17), the internal oxidation of alloying elements can be appropriately influenced by setting the oxygen partial pressure of the furnace atmosphere (in an atmosphere of protective gas N 2 -H 2 ). The target oxygen partial pressure must satisfy the following equation and the furnace temperature must be between 700 and 950 ° C.

-12 > Log pO2 ≥ -5*Si-0,25 - 3*Mn-0,5 -0.1*Cr-0,5 -7*(-ln B)0,5 -12> Log pO 2 ≥ -5 * Si -0.25 - 3 * Mn -0.5 -0.1 * Cr -0.5 -7 * (- ln B) 0.5

В этом случае, Si, Mn, Cr, B задают соответствующие пропорции сплава в стали в вес. %, а pO2 задает парциальное давление кислорода в мбар.In this case, Si, Mn, Cr, B give the corresponding proportions of the alloy in the steel by weight. % and pO 2 sets the oxygen partial pressure in mbar.

Для конфигурации установки, при которой область печи состоит из сочетания пламенной печи прямого нагрева (DFF) или неокислительной печи (NOF), и ниже по потоку печи с радиационными трубами (см. способ 2 на фигуре 16), на избирательное окисление легирующих элементов могут подобным образом влиять газовые атмосферы областей печи.For a plant configuration in which the furnace area consists of a combination of a direct fired furnace (DFF) or non-oxidizing furnace (NOF), and a downstream radiant tube furnace (see method 2 in FIG. 16), the selective oxidation of alloying elements may be similar. influence the gaseous atmospheres of the furnace areas.

Парциальное давление кислорода и тем самым потенциал окисления железа и легирующих элементов может быть задан реакцией горения в NOF. Это должно задаваться таким образом, чтобы окисление легирующих элементов имело место внутри, под поверхностью стали, и по возможности тонкий слой оксида железа образовывался на поверхности стали после прохождения через область NOF. Это достигается, например, путем понижения значения СО ниже 4 об. %.The oxygen partial pressure and thus the oxidation potential of iron and alloying elements can be set by the combustion reaction in NOF. This should be set so that oxidation of the alloying elements takes place internally, below the surface of the steel, and as thin an iron oxide layer as possible is formed on the surface of the steel after passing through the NOF region. This is achieved, for example, by lowering the CO value below 4 vol. %.

При атмосфере защитного газа N2-H2 ниже по потоку в печи с радиационными трубами возможный слой оксида железа уменьшается и подобным образом легирующие элементы дополнительно окисляются внутри. Заданное парциальное давление кислорода в этой области печи должно удовлетворять следующему уравнению, при этом температура печи должна быть между 700 и 950°С.With an N 2 -H 2 inert gas atmosphere downstream in a radiant tube furnace, the possible iron oxide layer is reduced and similarly the alloying elements are further oxidized internally. The target oxygen partial pressure in this area of the furnace must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.

-18 > Log pO2 ≥ -5*Si-0,3 - 2,2*Mn-0,45 -0,1*Cr-0,4 -12,5*(-ln B)0,25 -18> Log pO 2 ≥ -5 * Si -0.3 - 2.2 * Mn -0.45 -0.1 * Cr -0.4 -12.5 * (- ln B) 0.25

В этом случае, Si, Mn, Cr, B задают соответствующие пропорции сплава в стали в вес. %, а pO2 задает парциальное давление кислорода в мбар.In this case, Si, Mn, Cr, B give the corresponding proportions of the alloy in the steel by weight. % and pO 2 sets the oxygen partial pressure in mbar.

В переходной области между печь → цинковая ванна (Rüssel) точку росы атмосферы газа (в атмосфере защитного газа N2-H2) и тем самым парциальное давление кислорода необходимо задать таким образом, чтобы избежать окисления полосы перед погружением в ванну плавления. Доказано, что предпочтительно иметь точки росы в диапазоне от -30°С до -40°С. In the transition region between furnace → zinc bath (Rüssel), the dew point of the gas atmosphere (in an atmosphere of N 2 -H 2 protective gas) and therefore the oxygen partial pressure must be set in such a way as to avoid oxidation of the strip before immersion in the melting bath. It has proven preferable to have dew points in the range of -30 ° C to -40 ° C.

Вышеописанные меры в области печи установки непрерывного нанесения покрытия горячим погружением препятствуют образованию оксидов на поверхности, и обеспечивают равномерную, эффективную смачиваемость поверхности полосы жидким расплавом. The above measures in the furnace area of the continuous hot dip coating apparatus prevent the formation of oxides on the surface and ensure uniform, effective wetting of the strip surface by the molten liquid.

Если вместо процедуры нанесения покрытия горячим погружением (в этом случае, например, оцинковка горячим погружением) выбирается технологический маршрут по способу, который включает в себя непрерывный отжиг с последующей электролитической оцинковкой (см. способ 1 на фигуре 15), то нет необходимости принимать какие-либо конкретные меры для обеспечения способности к оцинковке. Известно, что оцинковка более легированных сталей может осуществляться значительно проще посредством электро-осаждения, чем посредством способов с использованием непрерывного горячего погружения. При электролитической оцинковке чистый цинк осаждается прямо на поверхность полосы. Во избежание подавления потока электронов между стальной полосой и ионами цинка, что и вызывает оцинковку, необходимо убедиться, что нет никакого слоя оксида, покрывающего поверхность стальной полосы. Это условие обычно выполняется при помощи уменьшения атмосферы при отжиге и посредством предварительной очистки перед электролизом. If, instead of a hot dip coating procedure (in this case, for example, hot dip galvanizing), a technological route is chosen according to a method that includes continuous annealing followed by electrolytic galvanizing (see method 1 in figure 15), then there is no need to take any or specific measures to ensure galvanisability. It is known that the galvanizing of more alloyed steels can be accomplished much easier by electro-deposition than by continuous hot dipping processes. In electrolytic galvanizing, pure zinc is deposited directly onto the strip surface. To avoid suppression of the electron flow between the steel strip and zinc ions, which causes galvanizing, it is necessary to ensure that there is no oxide layer covering the surface of the steel strip. This condition is usually met by reducing the atmosphere during annealing and by pre-cleaning before electrolysis.

Для обеспечения самого широкого технологического окна из возможного при отжиге и возможности последующей оцинковки минимальное содержание кремния зафиксировано на 0,400 вес. %, а максимальное содержание кремния зафиксировано на 0,500 вес. %. To ensure the widest technological window possible during annealing and the possibility of subsequent galvanizing, the minimum silicon content is fixed at 0.400 wt. %, and the maximum silicon content is fixed at 0.500 wt. %.

Марганец (Mn) добавляется почти ко всем сталям с целью десульфурации, чтобы превратить вредную серу в сульфиды марганца. В дополнение посредством смешанного кристаллического упрочнения марганец повышает прочность феррита и смещает α-/ɣ-конверсию в сторону более низких температур. Manganese (Mn) is added to nearly all steels for desulfurization purposes to convert harmful sulfur into manganese sulfides. In addition, through mixed crystalline hardening, manganese increases the strength of the ferrite and shifts the α- / в-conversion towards lower temperatures.

Основная причина добавления марганца посредством легирования в многофазные стали, например, в случае с двухфазными сталями - это значительное улучшение по повышению потенциального упрочнения. По причине угнетения диффузии конверсия перлита и бейнита смещается в направлении большего времени и понижается начальная температура мартенсита. The main reason for adding manganese by alloying to multiphase steels, for example, in the case of duplex steels, is a significant improvement in the potential for hardening. Due to the inhibition of diffusion, the conversion of pearlite and bainite shifts in the direction of a longer time and the initial temperature of martensite decreases.

Однако в то же время добавление марганца позволяет повысить отношение твердости между мартенситом и ферритом. В дополнение улучшается образование линий микроструктуры. Большая разница по твердости между фазами и образование линий мартенсита обеспечивает более низкую раздачу отверстия, что является эквивалентом повышенной чувствительности к краевым трещинам.However, at the same time, the addition of manganese makes it possible to increase the hardness ratio between martensite and ferrite. In addition, the formation of microstructure lines is improved. The large difference in hardness between the phases and the formation of martensite lines provides a lower expansion of the hole, which is equivalent to increased sensitivity to edge cracking.

Марганец подобно кремнию стремится к образованию оксидов на поверхности стали при обработке отжигом. В зависимости от параметров отжига и содержания прочих легирующих элементов (в частности, кремний и алюминий), могут образоваться оксиды марганца (например, MnO) и/или смешанные оксиды марганца (например, Mn2SiO4). Однако марганец считается менее критичным при малом отношении Si/Mn или Al/Mn, поскольку более вероятно образование зернистых оксидов вместо оксидных пленок. Тем не менее высокое содержание марганца может отрицательно повлиять на появление цинкового слоя и адгезию цинка. Вышеуказанные меры по заданию областей печи при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением способствуют понижению образования оксидов и смешанных оксидов марганца на поверхности стали после отжига. Manganese, like silicon, tends to form oxides on the steel surface during annealing. Depending on the annealing parameters and the content of other alloying elements (in particular silicon and aluminum), manganese oxides (eg MnO) and / or mixed manganese oxides (eg Mn 2 SiO 4 ) may form. However, manganese is considered less critical when the Si / Mn or Al / Mn ratio is low, since it is more likely to form granular oxides instead of oxide films. However, high manganese content can adversely affect the appearance of the zinc layer and the adhesion of zinc. The above measures for defining furnace regions in continuous hot dip plating help to reduce the formation of oxides and mixed oxides of manganese on the steel surface after annealing.

По указанным причинам, содержание марганца фиксируется в диапазоне от 1,900 вес. % до 2,350 вес. %. For these reasons, the manganese content is fixed in the range from 1,900 wt. % up to 2,350 wt. %.

Для достижения требуемой минимальной прочности предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания марганца в зависимости от толщины полосы. To achieve the required minimum strength, it is preferable to maintain differentiation of the manganese content depending on the thickness of the strip.

В случае конечной толщины от 0,50 мм до 1,00 мм включительно содержание марганца предпочтительно находится в диапазоне ≥ 1,900 вес. % до ≤ 2,200 вес. %, в случае конечной толщины от 1,00 мм до 2,00 мм включительно содержание марганца находится в диапазоне ≥ 2,050 вес. % до ≤ 2,250 вес. %, в случае конечной толщины от 2,00 мм до 3,00 мм включительно содержание марганца находится в диапазоне ≥ 2,100 вес. % до ≤ 2,350 вес. %. In the case of a final thickness of 0.50 mm to 1.00 mm inclusive, the manganese content is preferably ≥ 1,900 wt. % up to ≤ 2,200 wt. %, in the case of a final thickness from 1.00 mm to 2.00 mm inclusive, the manganese content is in the range ≥ 2.050 wt. % up to ≤ 2,250 wt. %, in the case of a final thickness from 2.00 mm to 3.00 mm inclusive, the manganese content is in the range of ≥ 2,100 wt. % up to ≤ 2,350 wt. %.

Еще один отличительный признак настоящего изобретения заключается в том, что содержание марганца можно компенсировать посредством одновременного изменения содержания кремния. Повышение прочности (в этом случае предел текучести, YS) из-за марганца и кремния обычно в удобном виде описывается уравнением Пикеринга:Another feature of the present invention is that the manganese content can be compensated for by simultaneously changing the silicon content. The increase in strength (in this case, the yield stress, YS) due to manganese and silicon is usually conveniently described by the Pickering equation:

YS (МПа) = 53,9 + 32,34 [вес. % Mn] + 83,16 [вес. % Si] + 354,2 [вес. % N] + 17,402 d(-1/2) YS (MPa) = 53.9 + 32.34 [wt. % Mn] + 83.16 [wt. % Si] + 354.2 [wt. % N] + 17.402 d (-1/2)

Однако это основывается в первую очередь на эффекте смешанного кристаллического упрочнения, которое согласно этому уравнению слабее для марганца, чем для кремния. Однако, как упоминалось ранее, марганец одновременно значительно повышает способность к упрочнению, как результат пропорция повышающей прочность второй фазы значительно повышается в случае многофазных сталей. Поэтому добавление 0,1% кремния должно уравновешиваться в первом приближении добавлением 0,1% марганца для повышения прочности. Для стали с составом в соответствии с настоящим изобретением и процедурой отжига, включающей в себя параметры по времени/температуре согласно настоящему изобретению, было получено следующее соотношение на эмпирической основе для предела текучести и прочности на разрыв (TS): However, this is based primarily on the effect of mixed crystal hardening, which, according to this equation, is weaker for manganese than for silicon. However, as mentioned earlier, manganese simultaneously significantly increases the hardenability, as a result, the proportion of the strength-enhancing second phase is significantly increased in the case of multiphase steels. Therefore, the addition of 0.1% silicon must be balanced to a first approximation by the addition of 0.1% manganese to increase the strength. For a steel with a composition according to the present invention and an annealing procedure including time / temperature parameters according to the present invention, the following relationship was obtained on an empirical basis for yield strength and tensile strength (TS):

YS (МПа) = 185,7 + 147,9 [вес. % Si] + 161,1 [вес. % Mn]YS (MPa) = 185.7 + 147.9 [wt. % Si] + 161.1 [wt. % Mn]

TS (МПа) = 574,8 + 189,4 [вес. % Si] + 174,1 [вес. % Mn]TS (MPa) = 574.8 + 189.4 [wt. % Si] + 174.1 [wt. % Mn]

В сравнении с уравнением Пикеринга коэффициенты марганца и кремния примерно равны для предела текучести и для прочности на разрыв и тем самым доказывается возможность замены марганца кремнием. In comparison with the Pickering equation, the coefficients of manganese and silicon are approximately equal for the yield point and for the tensile strength, and thus the possibility of replacing manganese with silicon is proved.

С одной стороны, хром (Cr) в растворенном виде и даже в малых количествах может заметно повысить способность стали к упрочнению. С другой стороны, при соответствующем температурном контроле, хром в виде карбидов хрома влияет на затвердевание частиц. Связанное с этим повышение числа центров кристаллизации с одновременным уменьшением содержания углерода ведет к понижению способности к упрочнению. On the one hand, chromium (Cr) in dissolved form and even in small amounts can markedly increase the hardenability of the steel. On the other hand, with proper temperature control, chromium in the form of chromium carbides affects the solidification of the particles. The associated increase in the number of crystallization centers with a simultaneous decrease in the carbon content leads to a decrease in the ability to harden.

В двухфазных сталях добавление хрома главным образом улучшает потенциал повышения упрочнения. Хром в растворенном состоянии сдвигает конверсию перлита и бейнита к большему времени, в то же время понижая начальную температуру мартенсита. In duplex steels, the addition of chromium mainly improves the potential for increased hardening. Chromium in the dissolved state shifts the conversion of pearlite and bainite to a longer time, while at the same time lowering the initial martensite temperature.

Дополнительным важным эффектом является то, что хром значительно повышает термостойкость, таким образом, чтобы ванна горячего погружения почти не понижала прочность. An additional important effect is that chromium significantly increases the heat resistance, so that the hot dip bath will hardly reduce the strength.

В дополнение хром - это карбидообразующий агент. Если присутствуют смешанные карбиды хрома и железа, необходимо выбрать температуру аустенитизации перед упрочнением, достаточно высокую для того, чтобы растворить карбиды хрома. В ином случае, повышенное число ядер может привести к деградации потенциала упрочнения. In addition, chromium is a carbide-forming agent. If mixed chromium and iron carbides are present, select a temperature of austenitizing prior to hardening that is high enough to dissolve the chromium carbides. Otherwise, an increased number of nuclei can lead to degradation of the strengthening potential.

Подобным образом, хром стремится к образованию оксидов на поверхности стали при обработке отжигом, как результат, может пострадать качество нанесения покрытия при горячем погружении. Вышеуказанные меры для задания областей печи при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением способствуют понижению образования оксидов хрома или смешанных оксидов хрома на поверхности стали после отжига. Likewise, chromium tends to form oxides on the surface of the steel during annealing treatment, and as a result, the quality of the hot dip plating may suffer. The above measures to define the furnace regions in continuous hot dip plating help to reduce the formation of chromium oxides or mixed chromium oxides on the steel surface after annealing.

Таким образом, содержание хрома фиксируется в диапазоне от 0,250 вес. % до 0,400 вес. %.Thus, the chromium content is fixed in the range from 0.250 wt. % up to 0.400 wt. %.

Для достижения требуемой минимальной прочности предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания хрома в зависимости от толщины полосы, в частности, при обработке пред-полосы с переменной толщиной.To achieve the required minimum strength, it is preferable to maintain a differentiation of the chromium content depending on the strip thickness, in particular when processing pre-strip with variable thickness.

В случае конечной толщины от 0,50 мм до 1,00 мм включительно содержание хрома предпочтительно находится в диапазоне ≥ 0,260 вес. % до ≤ 0,330 вес. %, в случае конечной толщины от 1.00 мм до 2.00 мм включительно содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,290 вес. % до ≤ 0,360 вес. %, в случае конечной толщины от 2,00 мм до 3,00 мм включительно, содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,320 вес. % до ≤ 0,370 вес. %. In the case of a final thickness of 0.50 mm to 1.00 mm inclusive, the chromium content is preferably in the range of ≥ 0.260 wt. % up to ≤ 0.330 wt. %, in the case of a final thickness from 1.00 mm to 2.00 mm inclusive, the chromium content is in the range ≥ 0.290 wt. % up to ≤ 0.360 wt. %, in the case of a final thickness from 2.00 mm to 3.00 mm inclusive, the chromium content is in the range of ≥ 0.320 wt. % up to ≤ 0.370 wt. %.

Для достижения требуемой минимальной прочности предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания хрома в зависимости от толщины полосы в сочетании с углеродным эквивалентом CEV (IIW), в этом случае, в частности, также при обработке пред-полосы с переменной толщиной.In order to achieve the required minimum strength, it is preferable to maintain a differentiation of the chromium content depending on the strip thickness in combination with the carbon equivalent CEV (IIW), in this case, in particular, also when processing pre-strip with variable thickness.

В случае конечной толщины от 0,50 мм до 1,00 мм включительно содержание хрома предпочтительно находится в диапазоне ≥ 0,260 вес. % до ≤ 0,330 вес. % в случае углеродного эквивалента CEV (IIW) ≤ 0,62%, в случае конечной толщины от 1,00 мм до 2,00 мм включительно содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,290 вес. % до ≤ 0,360 вес. % в случае углеродного эквивалента CEV (IIW) ≤ 0,64%, в случае конечной толщины от 2,00 мм до 3,00 мм включительно содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,320 вес. % до ≤ 0,370 вес. % в случае углеродного эквивалента CEV (IIW) ≤ 0,66%. In the case of a final thickness of 0.50 mm to 1.00 mm inclusive, the chromium content is preferably in the range of ≥ 0.260 wt. % up to ≤ 0.330 wt. % in the case of a carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.62%, in the case of a final thickness from 1.00 mm to 2.00 mm inclusive, the chromium content is in the range ≥ 0.290 wt. % up to ≤ 0.360 wt. % in the case of a carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.64%, in the case of a final thickness from 2.00 mm to 3.00 mm inclusive, the chromium content is in the range ≥ 0.320 wt. % up to ≤ 0.370 wt. % in case of carbon equivalent CEV (IIW) ≤ 0.66%.

Содержание хрома в диапазоне ≥ 0,250 вес. % до < 0,370 вес. % можно использовать в случае конечной толщины менее 0,50 мм, а содержание хрома в диапазоне > 0,370 вес. % до ≤ 0,400 вес. % можно использовать в случае конечной толщины более 3,00 мм.Chromium content in the range ≥ 0.250 wt. % up to <0.370 wt. % can be used in the case of a final thickness of less than 0.50 mm, and the chromium content in the range> 0.370 wt. % up to ≤ 0.400 wt. % can be used in case of final thickness over 3.00 mm.

Молибден (Мо): добавление молибдена приводит так же, как и добавление хрома и марганца, к улучшению способности к упрочнению. Конверсия перлита и бейнита сдвигается к большему времени, а начальная температура мартенсита понижается. В то же время, молибден - это сильный карбидообразующий агент, который обеспечивает мелко разбросанные смешанные карбиды, в том числе, с титаном. В дополнение, молибден значительно повышает термостойкость, поэтому не ожидается никакого понижения прочности в ванне горячего погружения. Молибден также способствует смешанному кристаллическому упрочнению, но менее эффективен, чем марганец и кремний. Molybdenum (Mo): The addition of molybdenum results, as does the addition of chromium and manganese, in an improved hardenability. The conversion of pearlite and bainite shifts to a longer time, and the initial temperature of martensite decreases. At the same time, molybdenum is a strong carbide-forming agent that provides finely scattered mixed carbides, including those with titanium. In addition, molybdenum significantly enhances heat resistance, so no reduction in hot-dip bath strength is expected. Molybdenum also promotes mixed crystal hardening, but is less effective than manganese and silicon.

Поэтому содержание молибдена задается от более, чем 0,200 вес. % до 0,300 вес. %. По экономическим причинам, содержание молибдена предпочтительно задается в диапазоне от более, чем 0,200 вес. % до 0,250 вес. %. Therefore, the content of molybdenum is set from more than 0.200 wt. % up to 0.300 wt. %. For economic reasons, the content of molybdenum is preferably set in the range of more than 0.200 wt. % up to 0.250 wt. %.

В качестве компромисса между требуемыми механическими свойствами и возможностью горячего погружения предпочтительно, чтобы концепция сплава, в соответствии с настоящим изобретением, имела общее содержание Mo+Cr ≤ 0,650 вес. %.As a compromise between the required mechanical properties and hot immersion capability, it is preferred that the alloy concept according to the present invention has a total Mo + Cr content of ≤ 0.650 wt. %.

Для достижения требуемых механических характеристик, прежде всего минимальной прочности на разрыв, предпочтительно поддерживать общее содержания марганца, кремния и хрома по общей формуле Mn-Si+Cr с ограничением в диапазоне от ≥ 1,750 вес. % до ≤ 2,250 вес. %, в частности, при обработке пред-полосы с переменной толщиной. To achieve the required mechanical characteristics, especially the minimum tensile strength, it is preferable to maintain the total content of manganese, silicon and chromium according to the general formula Mn-Si + Cr with a limitation in the range of ≥ 1.750 wt. % up to ≤ 2,250 wt. %, in particular when processing pre-strips with variable thickness.

Для достижения требуемых механических характеристик, прежде всего минимальной прочности на разрыв, было доказано, что выгодно фиксировать общее содержание марганца, кремния, хрома и молибдена по общей формуле Mn-Si+Cr+Mo, с ограничением в диапазоне от ≥ 1,950 вес. % до ≤ 2,500 вес. %, в частности, при обработке пред-полосы с переменной толщиной. To achieve the required mechanical characteristics, especially the minimum tensile strength, it has been proven that it is beneficial to fix the total content of manganese, silicon, chromium and molybdenum according to the general formula Mn-Si + Cr + Mo, with a restriction in the range of ≥ 1.950 wt. % up to ≤ 2,500 wt. %, in particular when processing pre-strips with variable thickness.

Медь (Cu): добавление меди может повысить прочность на разрыв и улучшить потенциал упрочнения. В сочетании с никелем, хромом и фосфором, медь может образовывать защитный оксидный слой на поверхности, который значительно уменьшает скорость коррозии. Copper (Cu): The addition of copper can increase tensile strength and improve work-hardening potential. When combined with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which significantly reduces the corrosion rate.

В сочетании с кислородом медь может образовывать, на границах зерен, вредные оксиды, которые могут отрицательно повлиять, в частности, на процессы горячей деформации. Поэтому, содержание меди фиксируется ≤ 0,050 вес. %, и тем самым ограничивается количествами, которые неизбежны при производстве стали. In combination with oxygen, copper can form, at grain boundaries, harmful oxides that can adversely affect, in particular, hot deformation processes. Therefore, the copper content is fixed at ≤ 0.050 wt. %, and thus limited to the quantities that are inevitable in steel production.

Никель (Ni): в сочетании с кислородом никель может образовывать, на границах зерен, вредные оксиды, которые могут отрицательно влиять, в частности, на процессы горячей деформации. Поэтому, содержание никеля фиксируется ≤ 0,050 вес. %, и тем самым ограничивается количествами, которые неизбежны при производстве стали. Nickel (Ni): In combination with oxygen, nickel can form, at grain boundaries, harmful oxides that can adversely affect, in particular, hot deformation processes. Therefore, the nickel content is fixed at ≤ 0.050 wt. %, and thus limited to the quantities that are inevitable in steel production.

Ванадий (V): в случае с настоящей концепцией сплава содержание ванадия зафиксировано на ≥ 0,005 вес. % до ≤ 0,020 вес. %, оптимально ограничено диапазоном от ≥ 0,005 вес. % до ≤ 0,015 вес. %.Vanadium (V): In the case of this alloy concept, the vanadium content is fixed at ≥ 0.005 wt. % up to ≤ 0.020 wt. %, optimally limited to a range of ≥ 0.005 wt. % up to ≤ 0.015 wt. %.

Олово (Sn): поскольку, в случае с настоящей концепцией сплава добавление олова не является необходимым, содержание олова зафиксировано на ≤ 0,040 вес. %, и тем самым ограничивается количествами, которые неизбежны при производстве стали. Tin (Sn): Since the addition of tin is not necessary in the case of this alloy concept, the tin content is fixed at ≤ 0.040 wt. %, and thus limited to the quantities that are inevitable in steel production.

Алюминий (Al): обычно добавляется в сталь для связывания кислорода и азота, растворенных в железе. Кислород и азот таким образом конвертируются в оксиды алюминия и нитриды алюминия. Эти осаждения могут повлиять на измельчение зерен через увеличение центров кристаллизации и могут таким образом улучшить свойства по жесткости и значению прочности. Aluminum (Al): Usually added to steel to bind oxygen and nitrogen dissolved in iron. Oxygen and nitrogen are thus converted to aluminum oxides and aluminum nitrides. These deposits can affect grain refinement through an increase in crystallization centers and can thus improve the stiffness and strength value properties.

Нитрид алюминия не осаждается в присутствии титана в достаточном количестве. Нитриды титана имеют более низкую энтальпию образования и образуются при более высоких температурах. Aluminum nitride does not precipitate in the presence of sufficient titanium. Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are formed at higher temperatures.

В растворенном состоянии алюминий, подобно кремнию, смещает образование феррита к меньшему времени и тем самым позволяет образоваться достаточному количеству феррита в двухфазной стали. Он также подавляет образование карбида и тем самым обеспечивает отложенную конверсию аустенита. По этой причине алюминий также используется как легирующий элемент в сталях с остаточным аустенитом (TRIP-стали) для замещения части кремния. Причина такого подхода основывается на том, что алюминий несколько менее критичен при реакции оцинковки, чем кремний. In the dissolved state, aluminum, like silicon, shifts the formation of ferrite to a shorter time and thus allows a sufficient amount of ferrite to form in the duplex steel. It also inhibits the formation of carbide and thereby provides a delayed conversion of austenite. For this reason, aluminum is also used as an alloying element in retained austenite steels (TRIP steels) to replace some of the silicon. The reason for this approach is based on the fact that aluminum is somewhat less critical in the galvanizing reaction than silicon.

Поэтому, содержание алюминия ограничено диапазоном от 0,010 вес. % до максимум 0,060 вес. %, и добавление осуществляется для цели успокоения стали. Therefore, the aluminum content is limited to 0.010 wt. % to a maximum of 0.060 wt. %, and the addition is carried out for the purpose of calming the steel.

Ниобий (Nb): ниобий в стали ведет себя иначе. При горячей прокатке на производственной линии он задерживает рекристаллизацию посредством образования очень мелко разбросанных осаждений, при этом плотность центров кристаллизации повышается, и после конверсии образуется более тонкое зерно. Пропорция растворенного ниобия также подавляет рекристаллизацию. Осаждения способствуют повышению прочности конечного продукта. Это могут быть карбиды или карбонитриды. Часто это смешанные карбиды, в которые внедрен также титан. Этот эффект начинается при 0,005 вес. %, наиболее выражен начиная с 0,010 вес. % ниобия. В дополнение осаждения предотвращают рост зерна при (частичной) аустенитизации при оцинковке горячим погружением. Выше 0,060 вес. % ниобия, дополнительные эффекты не ожидаются. Доказано, что предпочтительно содержание от 0,025 вес. % до 0,045 вес. %. Niobium (Nb): Niobium behaves differently in steel. During hot rolling on the production line, it delays recrystallization by forming very finely scattered deposits, whereby the density of crystallization centers increases and after conversion finer grains are formed. The proportion of dissolved niobium also suppresses recrystallization. Precipitation increases the strength of the final product. These can be carbides or carbonitrides. These are often mixed carbides in which titanium is also embedded. This effect starts at 0.005 wt. %, most pronounced starting from 0.010 wt. % niobium. In addition, precipitation prevents grain growth during (partial) austenitization during hot dip galvanizing. Above 0.060 wt. % niobium, no additional effects expected. It has been proven that the content is preferably from 0.025 wt. % up to 0.045 wt. %.

Титан (Ti): по причине его высокого химического сродства с азотом титан обычно осаждается при затвердевании как TiN. В дополнение он появляется вместе с ниобием как смешанный карбид. TiN очень важен для стабильности размера зерна в проходной печи. Осаждения имеют очень высокий уровень температурной стабильности, в отличие от смешанных карбидов, они присутствуют при 1200°С в первую очередь как частицы, которые угнетают рост зерен. Титан также задерживает рекристаллизацию при горячей прокатке, но менее эффективен для этого, чем ниобий. Титан способствует дисперсионному упрочнению. Большие частицы TiN менее эффективны, чем более мелко разбросанные смешанные карбиды. Наибольшая эффективность достигается в диапазоне от 0,005 вес. % до 0,060 вес. % титана; таким образом, это характерно для сплава согласно настоящему изобретению. Доказано, что для этой цели предпочтительно содержание от 0,025 вес. % до 0,045 вес. %. Titanium (Ti): Due to its high chemical affinity for nitrogen, titanium usually precipitates as TiN when solidified. In addition, it appears together with niobium as a mixed carbide. TiN is very important for grain size stability in a continuous kiln. Sediments have a very high level of temperature stability, unlike mixed carbides, they are present at 1200 ° C primarily as particles that inhibit grain growth. Titanium also delays recrystallization during hot rolling, but is less effective than niobium for this. Titanium promotes precipitation hardening. Bytes of lshie TiN particles are less efficient than the more finely dispersed carbides are mixed. The greatest efficiency is achieved in the range from 0.005 wt. % up to 0.060 wt. % titanium; thus, this is characteristic of the alloy according to the present invention. It has been proven that for this purpose a content of 0.025 wt. % up to 0.045 wt. %.

Бор (В): бор - это чрезвычайно эффективный легирующий элемент для достижения переменных степеней утончения холодной прокаткой. Неожиданно испытания показали, что диапазон для добавления бора, который является весьма узким в соответствии с настоящим изобретением, имеет выраженный эффект с точки зрения однородности механических свойств произведенных холодных полос с переменной степенью утончения холодной прокаткой при последующей обработке. Этот выраженный эффект изначально дает возможность задать, вместо относительно постоянной степени утончения холодной прокаткой, конкретные диапазоны значений характеристик после технологических этапов (фигуры 15, 16 или 17) также и для материала с переменными степенями утончения холодной прокаткой, основываясь на главной толщине горячей полосы или на главной толщине холодной полосы. Boron (B): Boron is an extremely effective alloying element for achieving variable degrees of cold rolling thinning. Surprisingly, tests have shown that the range for the addition of boron, which is very narrow in accordance with the present invention, has a pronounced effect in terms of the uniformity of the mechanical properties of the produced cold strips with varying degrees of cold rolling thinning in subsequent processing. This pronounced effect initially makes it possible to define, instead of a relatively constant degree of thinning by cold rolling, specific ranges of values of characteristics after technological stages (Figures 15, 16 or 17) also for material with variable degrees of thinning by cold rolling, based on the main thickness of the hot strip or on the main thickness of the cold strip.

В дополнение, бор - это эффективный элемент для повышения способности к упрочнению, эффективный даже в очень малых количествах. Начальная температура мартенсита при этом остается без изменений. Для того, чтобы стать эффективным, бор должен присутствовать в твердом растворе. Поскольку он имеет высокое химическое сродство с азотом, азот прежде нужно удалить, предпочтительно при помощи нужного стехиометрического количества титана. По причине низкой растворимости в железе, растворенный бор предпочтительно присоединится к границам аустенитных зерен. В таком положении он частично образует карбиды Fe-B, которые сцеплены и понижают энергию границ зерен. Оба эффекта способствуют тому, чтобы задержать образование феррита и перлита, тем самым повысив способность стали к упрочнению. Однако, чрезмерно высокое содержание бора опасно, поскольку борид железа может иметь отрицательное влияние на способность материала к упрочнению, деформации и жесткость материала. Бор также стремится образовать оксиды или смешанные оксиды, когда отжиг осуществляется при процедуре непрерывного нанесения покрытия горячим погружением, и это понижает качество оцинковки. Вышеупомянутые меры по заданию областей печи при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением нужны для уменьшения образования оксидов на поверхности стали. In addition, boron is an effective element for enhancing hardenability, effective even in very small amounts. The initial temperature of martensite remains unchanged. Boron must be present in solid solution to be effective. Since it has a high chemical affinity for nitrogen, the nitrogen must first be removed, preferably with the correct stoichiometric amount of titanium. Due to the low solubility in iron, dissolved boron will preferentially attach to the boundaries of the austenite grains. In this position, it partially forms Fe-B carbides, which are linked and lower the grain boundary energy. Both effects tend to delay the formation of ferrite and pearlite, thereby increasing the hardenability of the steel. However, excessively high boron content is dangerous because iron boride can have a negative effect on the hardenability, deformation and stiffness of the material. Boron also tends to form oxides or mixed oxides when annealing is performed in a continuous hot dip plating procedure and this degrades the quality of the zinc plating. The above measures for defining furnace regions in continuous hot dip plating are necessary to reduce the formation of oxides on the steel surface.

По вышеуказанным причинам содержание бора в концепции сплава в соответствии с настоящим изобретением зафиксировано на значениях более, чем 0,0005 вес. % до 0,0010 вес. %, предпочтительно на значениях ≤ 0,0009 вес. % или оптимально > 0,0006 вес. % до ≤ 0,0009 вес. %. For the above reasons, the boron content in the alloy concept according to the present invention is fixed at values greater than 0.0005 wt. % up to 0.0010 wt. %, preferably at values ≤ 0.0009 wt. % or optimally> 0.0006 wt. % up to ≤ 0.0009 wt. %.

Азот (N): может быть и легирующим элементом и сопутствующим производству стали элементом. Чрезмерное содержание азота дает повышение прочности вкупе с быстрой утратой жесткости, а также эффектами старения. С другой стороны, посредством целевого добавления азота путем легирования, в сочетании с элементами микролегирования титан и ниобий, можно получить мелкозернистое упрочнение при помощи нитридов титана и (карбо)нитридов ниобия. Более того, подавляется образование грубого зерна при повторном нагреве перед горячей прокаткой. Nitrogen (N): can be both an alloying element and an element accompanying steel production. Excessive nitrogen content results in an increase in strength coupled with a rapid loss of stiffness and aging effects. On the other hand, by deliberately adding nitrogen by alloying, in combination with microalloying elements titanium and niobium, it is possible to obtain fine grain hardening with titanium nitrides and niobium (carbo) nitrides. Moreover, the formation of coarse grains upon reheating before hot rolling is suppressed.

В соответствии с настоящим изобретением, содержание азота по этой причине зафиксировано на значениях ≥ 0,0020 вес. % до ≤ 0,0120 вес. %. In accordance with the present invention, the nitrogen content is therefore fixed at values of ≥ 0.0020 wt. % up to ≤ 0.0120 wt. %.

Было продемонстрировано, что предпочтительно фиксировать общее количество в случае содержания водорода и азота, где оптимум для H + N составляет ≥ 0,0025 вес. % до ≤ 0,0130 вес. %.It has been demonstrated that it is preferable to fix the total in the case of hydrogen and nitrogen content, where the optimum for H + N is> 0.0025 wt. % up to ≤ 0.0130 wt. %.

Было доказано, что предпочтительно для поддержания требуемых свойств стали, чтобы азот добавлялся в зависимости от суммы Ti+Nb+B. It has proven to be preferable to maintain the desired steel properties that nitrogen is added depending on the sum of Ti + Nb + B.

В случае общего содержания Ti+Nb+B ≥ 0,010 вес. % до ≤ 0,080 вес. %, содержание азота должно поддерживаться на значениях ≥ 0,0020 вес. % до ≤ 0,0090 вес. %. При общем содержании Ti+Nb+B ≥ 0,050 вес. %, содержание азота ≥ 0,0040 вес. % до ≤ 0,0120 вес. % оказалось предпочтительным. In the case of a total content of Ti + Nb + B ≥ 0.010 wt. % up to ≤ 0.080 wt. %, the nitrogen content should be maintained at values ≥ 0.0020 wt. % up to ≤ 0.0090 wt. %. With a total content of Ti + Nb + B ≥ 0.050 wt. %, nitrogen content ≥ 0.0040 wt. % up to ≤ 0.0120 wt. % turned out to be preferable.

Для общего содержания ниобия и титана, содержание ≤ 0,100 вес. % оказалось предпочтительным, и благодаря базовой взаимозаменяемости ниобия и титана до минимального содержания ниобия 0,005 вес. %, и по экономическим причинам, содержание ≤ 0,090 вес. % оказалось особенно предпочтительным. For the total content of niobium and titanium, the content is ≤ 0.100 wt. % proved to be preferred, and due to the basic interchangeability of niobium and titanium to a minimum niobium content of 0.005 wt. %, and for economic reasons, the content is ≤ 0.090 wt. % proved to be particularly preferred.

При взаимодействии таких элементов микролегирования как ниобий и титан с бором, общее содержание ≤ 0,102 вес. % оказалось предпочтительным, а общее содержание ≤ 0,092 вес. % оказалось особенно предпочтительным. Более высокое содержание уже не несет эффекта улучшения в рамках настоящего изобретения.With the interaction of microalloying elements such as niobium and titanium with boron, the total content is ≤ 0.102 wt. % turned out to be preferable, and the total content ≤ 0.092 wt. % proved to be particularly preferred. A higher content no longer has an improvement effect within the scope of the present invention.

В дополнение, максимальное содержание ≤ 0,365 вес. % оказалось удачным, как общее содержание Ti+Nb+V+Mo+B по вышеназванным причинам. In addition, the maximum content ≤ 0.365 wt. % turned out to be successful as the total content of Ti + Nb + V + Mo + B for the above reasons.

Кальций (Са): добавление кальция в виде кальций-кремниевых смешанных соединений вызывает раскисление и десульфурацию фазы расплава при производстве стали. Например, продукты реакции конвертируются в шлак и сталь очищается. В соответствии с настоящим изобретением, повышенный уровень чистоты улучшает свойства конечного продукта. Calcium (Ca): The addition of calcium in the form of calcium-silicon blended compounds causes deoxidation and desulfurization of the melt phase during steelmaking. For example, the reaction products are converted to slag and the steel is refined. In accordance with the present invention, an increased level of purity improves the properties of the final product.

По указанным причинам, задается содержание Са ≥ 0,0010 вес. % до ≤ 0,0060 вес. %. Содержание ≤ 0,0030 вес. % оказалось предпочтительным. For these reasons, the Ca content is set to ≥ 0.0010 wt. % up to ≤ 0.0060 wt. %. Content ≤ 0.0030 wt. % turned out to be preferable.

Испытания пред-полосы с переменной толщиной, проведенные с использованием стали согласно настоящему изобретению показали, что при межкритическом отжиге между Ас1 и Ас3, или аустенитизирующем отжиге выше Ас3, с завершающим контролируемым охлаждением, может производиться двухфазная сталь с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа при толщине 1,50 мм, начиная с главной толщины горячей полосы 2,30 мм, а также может производиться при толщине 0,50 до 3,00 мм, что характеризуется адекватной терпимостью к колебаниям процесса. Variable thickness pre-strip tests carried out using steel according to the present invention have shown that intercritical annealing between Ac1 and Ac3, or austenitizing annealing above Ac3, followed by controlled cooling, can produce dual phase steel with a minimum tensile strength of 980 MPa at a thickness 1.50 mm, starting from a main hot strip thickness of 2.30 mm, and can also be produced in thicknesses of 0.50 to 3.00 mm, which is characterized by adequate tolerance to process fluctuations.

Поэтому в соответствии с настоящим изобретением предоставляется заметно расширенное технологическое окно для состава сплава по сравнению с известными концепциями сплава.Therefore, in accordance with the present invention, a markedly wider processing window for alloy composition is provided compared to prior art alloy concepts.

Температуры отжига, необходимые для двухфазной микроструктуры, находятся примерно в диапазоне между 700 и 950°С для стали согласно настоящему изобретению, таким образом, в зависимости от диапазона температур, получается частично аустенитная (двухфазная область) или полностью аустенитная (область аустенита) микроструктура.The annealing temperatures required for a two-phase microstructure are approximately in the range between 700 and 950 ° C for the steel according to the present invention, thus, depending on the temperature range, a partially austenitic (two-phase region) or fully austenitic (austenite region) microstructure is obtained.

Испытания также показали, что заданные пропорции микроструктуры сохраняются после межкритического отжига между Ас1 и Ас3 или аустенитизирующего отжига выше Ас3 с последующим контролируемым охлаждением даже после дальнейшего технологического этапа с нанесением покрытия горячим погружением при температурах между 400 и 470°С, например, цинка или цинка с магнием.Tests have also shown that the specified proportions of the microstructure are retained after intercritical annealing between Ac1 and Ac3 or austenitizing annealing above Ac3 followed by controlled cooling even after a further process step with hot dip coating at temperatures between 400 and 470 ° C, for example, zinc or zinc with magnesium.

Материал после непрерывного отжига и периодического нанесения покрытия горячим погружением может производиться в дрессированном или не дрессированном, и/или в правленом вытяжкой и гибкой или в не правленом вытяжкой и гибкой состоянии, а также в состоянии после термообработки (старение). The material after continuous annealing and intermittent hot dip coating can be produced in a tempered or untreated and / or stretched and flexible or non-stretched and flexible state, as well as in a condition after heat treatment (aging).

В дополнение, стальные полосы, имеющие состав сплава согласно настоящему изобретению, характеризуются при последующей обработке высокой нечувствительностью к краевым трещинам и большим углом изгиба.In addition, steel strips having an alloy composition according to the present invention exhibit high edge cracking insensitivity and a large bending angle in post-processing.

Таким образом, выгодно можно производить стальные полосы, имеющие минимальное значение продукта Rm × α (прочность на разрыв x [угол изгиба в соответствии с VDA 238-100]) 100000 МПа × °, в частности, 120000 МПа × °. Thus, it is advantageous to produce steel strips having a minimum product value Rm × α (tensile strength x [bending angle according to VDA 238-100]) of 100,000 MPa × °, in particular 120,000 MPa × °.

В дополнение, стальные полосы согласно настоящему изобретению имеют отложенное состояние без трещин в течение по меньшей мере 6 месяцев, таким образом удовлетворяя требованиям SEP 1970 для образцов для испытаний на растяжение и сжатие отверстий после предоставления производителем стали.In addition, the steel strips of the present invention have a cracked-free set aside for at least 6 months, thus satisfying the requirements of SEP 1970 for test pieces for tensile and compression holes after being provided by the steel manufacturer.

Очень малое различие в характеристиках стальной полосы в продольном и поперечном направлениях относительно направления её прокатки предпочтительно при последующем использовании материала. Например, нарезка заготовок из полосы может осуществляться независимо от направления прокатки (например, поперек, вдоль или по диагонали или под углом относительно направления прокатки), и тем самым сводится к минимуму количество отходов. A very small difference in the characteristics of the steel strip in the longitudinal and transverse directions with respect to the direction of its rolling is preferable for the subsequent use of the material. For example, the cutting of billets from the strip can be performed independently of the rolling direction (eg, crosswise, along or diagonally, or at an angle with respect to the rolling direction), thereby minimizing waste.

Для обеспечения возможности холодной прокатки горячей полосы с получением из стали в соответствии с настоящим изобретением, горячая полоса производится согласно настоящему изобретению с конечными температурами прокатки в аустенитной области выше Аr3 и при температурах намотки выше начальной температуры бейнита.To enable the hot strip to be cold rolled from steel according to the present invention, the hot strip is produced according to the present invention with final rolling temperatures in the austenitic region above Ar3 and at winding temperatures above the initial bainite temperature.

Как часть дополнительной обработки стальной полосы в соответствии с настоящим изобретением можно изготовить упрочненную деталь, например, для автомобильной промышленности. As part of the post-processing of the steel strip in accordance with the present invention, a hardened part can be produced, for example, for the automotive industry.

В этом случае заготовку вырезают из стальной полосы в соответствии с настоящим изобретением, затем указанную заготовку нагревают до температуры выше Ас3. Из нагретой заготовки формируют деталь, и затем упрочняют в пресс-форме или на воздухе, с необязательным последующим отпуском. In this case, a billet is cut from a steel strip according to the present invention, then said billet is heated to a temperature above Ac3. A part is formed from the heated billet, and then hardened in a mold or in air, with an optional subsequent tempering.

В качестве преимущества, сталь согласно настоящему изобретению имеет свойство, которое заключается в том, что упрочнение происходит даже при охлаждении в неподвижном воздухе, поэтому отдельное охлаждение пресс-формы можно опустить. As an advantage, the steel according to the present invention has the property that hardening occurs even when cooled in still air, so that the separate cooling of the mold can be omitted.

При упрочнении микроструктура стали переводится в аустенитный диапазон посредством нагрева, предпочтительно до температур выше 950°C в атмосфере защитного газа. При последующем охлаждении на воздухе или в защитном газе, формируется мартенситная микроструктура высокопрочной детали.During hardening, the microstructure of the steel is transferred to the austenitic range by heating, preferably to temperatures above 950 ° C in a protective gas atmosphere. With subsequent cooling in air or in a protective gas, a martensitic microstructure of a high-strength part is formed.

Последующий отпуск способствует уменьшению собственных напряжений в упрочненной детали. В то же время, жесткость детали понижается настолько, чтобы достигались требуемые значения ударной вязкости.Subsequent tempering helps to reduce natural stresses in the hardened part. At the same time, the stiffness of the part is reduced so that the required values of impact strength are achieved.

Другие отличительные признаки, преимущества и подробности настоящего изобретения будут более очевидны из последующего описания примеров осуществления, отображенных на чертежах, где:Other distinguishing features, advantages and details of the present invention will become more apparent from the following description of the exemplary embodiments shown in the drawings, where:

На фигуре 1 показана (схематически) технологическая цепочка для изготовления полосы из стали согласно настоящему изобретению,Figure 1 shows (schematically) a process chain for producing a strip of steel according to the present invention,

На фигуре 2 показана (схематически) кривая времени/температуры для технологических этапов горячей и холодной прокатки и непрерывного отжига (с необязательным нанесением покрытия горячим погружением), а также для изготовления деталей, необязательной закалки (закалка на воздухе) и необязательного отпуска на примере стали согласно настоящему изобретению,Figure 2 shows (schematically) a time / temperature curve for hot and cold rolling and continuous annealing (with optional hot dip coating) as well as parts fabrication, optional quenching (air quenching) and optional tempering for steel according to the present invention,

На фигуре 3 показан химический состав (примеры 1 - 4) стали согласно настоящему изобретению,Figure 3 shows the chemical composition (examples 1-4) of the steel according to the present invention,

На фигуре 4 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в горячекатаном состоянии (HR), Figure 4 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the hot rolled state (HR),

На фигуре 5 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в холоднокатаном состоянии (CR), Figure 5 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the cold rolled condition (CR),

На фигуре 6 показано поведение при затвердевании при холодной прокатке стали согласно настоящему изобретению, характеристики поперек направления прокатки,Figure 6 shows the solidification behavior during cold rolling of steel according to the present invention, characteristics across the rolling direction,

На фигуре 7 показано поведение при затвердевании при холодной прокатке стали согласно настоящему изобретению, кривая холодного состояния,Figure 7 shows the cold rolling solidification behavior of the steel according to the present invention, the cold curve,

На фигуре 8 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии тонкого листа после оцинковки горячим погружением (HDG),Figure 8 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the sheet state after hot dip galvanizing (HDG),

На фигуре 9 показаны результаты испытаний на раздачу отверстия в соответствии с ISO 16630 и испытания на изгиб пластины в соответствии с VDA 238-100 на примере стали согласно настоящему изобретению в состоянии тонкого листа (HDG),Figure 9 shows the results of a hole expansion test in accordance with ISO 16630 and a plate bending test in accordance with VDA 238-100 on the example of steel according to the present invention in a sheet state (HDG),

На фигуре 10 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 1 (толщина пред-полосы 40 мм),Figure 10 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the HR, CR and HDG temper; example 1 (pre-strip thickness 40 mm),

На фигуре 11 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 2 (толщина пред-полосы 45 мм),Figure 11 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the HR, CR and HDG temper; example 2 (pre-strip thickness 45 mm),

На фигуре 12 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 3 (толщина пред-полосы 50 мм),Figure 12 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the HR, CR and HDG temper; example 3 (pre-strip thickness 50 mm),

На фигуре 13 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 4 (толщина пред-полосы 55 мм),Figure 13 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the HR, CR and HDG temper; example 4 (pre-strip thickness 55 mm),

На фигуре 14 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG в виде общей схемы,Figure 14 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the HR, CR and HDG states as a general diagram,

На фигуре 15 показан способ 1, кривые температуры/времени (варианты отжига показаны схематически),Figure 15 shows method 1, temperature / time curves (annealing options are shown schematically),

На фигуре 16 показан способ 2, кривые температуры/времени (варианты отжига показаны схематически),Figure 16 shows method 2, temperature / time curves (annealing options are shown schematically),

На фигуре 17 показан способ 3, кривые температуры/времени (варианты отжига показаны схематически).Figure 17 shows method 3, temperature / time curves (annealing options are shown schematically).

Фигура 1 схематически иллюстрирует технологическую цепочку для производства полосы из стали согласно настоящему изобретению. Показаны возможные согласно настоящему изобретению технологические маршруты. До кислотной очистки технологический маршрут один и тот же для всех сталей согласно настоящему изобретению, после этого технологические маршруты расходятся в зависимости от необходимых результатов. Например, горячая полоса после кислотной очистки может быть подвергнута холодной прокатке и процедуре нанесения покрытия горячим погружением с различными степенями утончения прокаткой. Мягко-отожженная горячая полоса или мягко-отожженная холодная полоса может также быть подвергнута холодной прокатке и процедуре нанесения покрытия горячим погружением. Figure 1 schematically illustrates a process flow for the production of a steel strip according to the present invention. The technological routes possible according to the present invention are shown. Prior to acid cleaning, the technological route is the same for all steels according to the present invention, after which the technological routes diverge depending on the desired results. For example, a hot strip after acid cleaning may be cold rolled and hot dip plated with varying degrees of rolling thinning. The soft annealed hot strip or soft annealed cold strip may also be cold rolled and hot dip plated.

Материал может, в качестве опции, также быть обработан без процедуры нанесения покрытия горячим погружением, то есть только в пределах непрерывного отжига с последующей электролитической оцинковкой и без таковой. Из материала с необязательно нанесенным покрытием может быть произведена сложная деталь. После этого может иметь место процесс закалки, например, закалка на воздухе, при котором деталь после термообработки охлаждают на воздухе. В качестве опции в завершение термообработки детали может иметь место этап отпуска.The material can, as an option, also be processed without hot dipping, that is, only within the limits of continuous annealing, followed by electrolytic galvanizing and without it. A complex part can be produced from the optionally coated material. Thereafter, a quenching process can take place, for example, air quenching, in which the part after heat treatment is cooled in air. As an option, a tempering step can take place at the end of the heat treatment of the part.

Фигура 2 схематически иллюстрирует кривую температуры/времени для технологических этапов горячей прокатки и непрерывного отжига полос, изготовленных из состава сплава согласно настоящему изобретению. Показана зависящая от температуры/времени конверсия для процесса горячей прокатки и также для термообработки после холодной прокатки, изготовления деталей, а также необязательной закалки с необязательным отпуском. Figure 2 schematically illustrates the temperature / time curve for the hot rolling and continuous annealing process steps for strips made from the alloy composition of the present invention. Shown is the temperature / time dependent conversion for the hot rolling process and also for post-cold rolling heat treatment, part fabrication, and optional quenching with optional tempering.

Фигура 3 иллюстрирует на примерах 1 - 4, исходя из расплава, чтобы исключить влияние аналитических допущений в этом случае, составы сплавов стали согласно настоящему изобретению в зависимости от толщины получаемой пред-полосы. Из желаемой толщины горячей полосы 2,30 мм получают холодные полосы, имеющие желаемую толщину холодной полосы 1,50 мм. В зависимости от требуемой толщины пред-полосы, перед горячей прокаткой, пример 1 показывает состав сплава для пред-полосы толщиной 40 мм, пример 2 - для пред-полосы толщиной 45 мм, пример 3 - для пред-полосы толщиной 50 мм, пример 4 - для пред-полосы толщиной 55 мм. Figure 3 illustrates in examples 1-4, based on the melt, in order to eliminate the influence of analytical assumptions in this case, the compositions of the steel alloys according to the present invention, depending on the thickness of the resulting pre-strip. From a desired hot strip thickness of 2.30 mm cold strips are obtained having a desired cold strip thickness of 1.50 mm. Depending on the required pre-strip thickness, before hot rolling, example 1 shows the alloy composition for a 40 mm thick pre-strip, example 2 for a 45 mm pre-strip, example 3 for a 50 mm thick pre-strip, example 4 - for pre-strip 55 mm thick.

На фигуре 4 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в горячекатаном состоянии (HR, Hot Rolled) на фигуре 4 и в холоднокатаном состоянии (CR, Cold Rolled) на фигуре 5.Figure 4 shows the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the hot rolled condition (HR, Hot Rolled) in Figure 4 and in the cold rolled condition (CR, Cold Rolled) in Figure 5.

На фигуре 5 показано поведение при затвердевании, посредством механических характеристик поперек направления прокатки, при холодной прокатке стали согласно настоящему изобретению, в таблице на фигуре 6 и на диаграмме в виде кривой холодного состояния на фигуре 7.FIG. 5 shows the solidification behavior, by mechanical characteristics across the rolling direction, when cold rolling the steel according to the present invention, in the table in FIG. 6 and in the cold curve diagram in FIG. 7.

На фигурах 8, 9 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению, в состоянии тонкого листа, оцинкованного горячим погружением (HDG, Hot Dipped Galvanized) на фигуре 8 и результаты испытаний на раздачу отверстия в соответствии с ISO 16630 и испытания на изгиб пластины в соответствии с VDA 238-100 в состоянии тонкого листа (HDG), вдоль и поперек направления прокатки, а также соответствующие продукты с указанием прочности на разрыв, на фигуре 9.Figures 8, 9 show the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the hot dipped galvanized (HDG) sheet state of figure 8 and the results of the hole expansion test according to ISO 16630 and the plate bending in accordance with VDA 238-100 in sheet condition (HDG), along and across the rolling direction, as well as corresponding products with indication of tensile strength, in figure 9.

На фигурах 10-14 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG с использованием пред-полосы толщиной 40 мм на фигуре 10, 45 мм - на фигуре 11, 50 мм - на фигуре 12, 55 мм - на фигуре 13 и в виде общей графической схемы на фигуре 14.Figures 10-14 show the mechanical characteristics (across the rolling direction) of the steel according to the present invention in the HR, CR and HDG condition using a 40 mm thick pre-strip in Figure 10, 45 mm in Figure 11, 50 mm in Figure 12, 55 mm - in figure 13 and in the form of a general graphical diagram in figure 14.

На фигурах 15-17 схематически иллюстрирует три варианта кривых температуры/времени согласно настоящему изобретению для случая обработки отжигом и охлаждения и условий аустенитизации, которые отличаются в каждом случае. Figures 15-17 schematically illustrate three variations of the temperature / time curves according to the present invention for the case of annealing and cooling treatment and austenitizing conditions which are different in each case.

Посредством различающегося контроля за температурой согласно настоящему изобретению, в указанном диапазоне, получают взаимно различающиеся характеристики и/или также различные результаты по раздаче отверстия и углам изгиба. Основные отличия относятся к параметрам температуры/времени при термообработке с последующим охлаждением. By means of the different temperature control according to the present invention, in the indicated range, mutually different characteristics and / or also different results are obtained with respect to the opening and bending angles. The main differences relate to the temperature / time parameters during heat treatment followed by cooling.

Способ 1 (фигура 15) представляет отжиг и охлаждение произведенной стальной полосы с холодной прокаткой до конечной толщины в установке непрерывного отжига. Сначала, полосу нагревают до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°С (Ас1 до Ас3). Отожженную стальную полосу затем охлаждают с температуры отжига со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры (ZT) примерно 200 - 250°С. Эта схематическая иллюстрация не показывает вторую промежуточную температуру (примерно 300 - 500°С). Method 1 (FIG. 15) shows annealing and cooling of a produced cold rolled steel strip to final gauge in a continuous annealing unit. First, the strip is heated to a temperature in the range of about 700 - 950 ° C (Ac1 to Ac3). The annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature at a cooling rate of about 15-100 ° C / s to an intermediate temperature (ZT) of about 200-250 ° C. This schematic illustration does not show the second intermediate temperature (approximately 300-500 ° C).

Затем стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры (RT), или охлаждение при скорости охлаждения примерно 15 - 100°С/с сохраняется до достижения комнатной температуры.The steel strip is then cooled in air at a cooling rate of about 2-30 ° C / s to room temperature (RT), or cooling at a cooling rate of about 15-100 ° C / s is maintained until room temperature is reached.

Способ 2 (фигура 16) показывает процесс по способу 1, но охлаждение стальной полосы ненадолго прерывается при прохождении через сосуд горячего погружения для цели нанесения покрытия горячим погружением с тем, чтобы потом продолжить охлаждение со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры примерно 200 - 250°С. Затем стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры. Способ 2 соответствует отжигу, то есть, оцинковке горячим погружением в сочетании с пламенной печью прямого нагрева и печью с радиационными трубами, как показано на фигуре 16. Method 2 (Figure 16) shows the process of Method 1, but the cooling of the steel strip is briefly interrupted while passing through the hot dip vessel for the purpose of hot dip coating, so that the cooling then continues at a cooling rate of about 15-100 ° C / s until intermediate temperatures of about 200 - 250 ° C. Then the steel strip is cooled in air at a cooling rate of about 2-30 ° C / s to room temperature. Method 2 corresponds to annealing, i.e. hot dip galvanizing in combination with a direct fired and radiant tube furnace as shown in FIG. 16.

Способ 3 (фигура 17) подобным образом показывает процесс по способу 1 с процедурой нанесения покрытия горячим погружением, но охлаждение стальной полосы ненадолго (примерно от 1 до 20 с) прерывается на промежуточной температуре в диапазоне примерно 200 - 400°С и осуществляется нагрев до температуры (ST), необходимой для процедуры нанесения покрытия горячим погружением (примерно 400 - 470°С). Затем стальную полосу охлаждают до промежуточной температуры примерно 200 - 250°С. Последующее охлаждение стальной полосы на воздухе осуществляется со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры. Method 3 (Figure 17) similarly shows the process of Method 1 with a hot dip plating procedure, but the cooling of the steel strip is briefly interrupted (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of about 200 - 400 ° C and is heated to a temperature (ST) required for the hot dip plating procedure (approx. 400 - 470 ° C). The steel strip is then cooled to an intermediate temperature of about 200-250 ° C. The subsequent cooling of the steel strip in air is carried out at a cooling rate of about 2 - 30 ° C / s to room temperature.

Способ 3 соответствует, например, процессу, осуществляемому в установке непрерывного отжига, как показано на фигуре 17. В дополнение, в этом случае, посредством индукционной печи, сталь повторно нагревают, в качестве опции, непосредственно перед погружением в ванну с цинком. Method 3 corresponds, for example, to a process carried out in a continuous annealing plant as shown in FIG. 17. In addition, in this case, by means of an induction furnace, the steel is reheated, as an option, just before immersion in a zinc bath.

Утончение от сляба до пред-полосы варьируется в последующих примерах от 78% до 84% для последующей горячей прокатки горячей полосы толщиной 2,30 мм с соответствующим утончением от 94% до 96%. На одном этапе холодной прокатки желаемая толщина холодной полосы 1,50 мм достигается при степени утончения холодной прокаткой 35%. Впечатляюще показано, что и для очень малых толщин пред-полосы, и также для больших толщин пред-полосы, и в диапазоне между ними, достигаются относительно однородные значения при обычном диапазоне колебаний для прочности на разрыв и для предела текучести, поперечно относительно направления прокатки. Сталь согласно настоящему изобретению аналогичным образом допускает использование главной толщины горячей полосы с разными степенями утончения холодной прокаткой, а также использование главной толщины холодной полосы без влияния на предыдущий факт.The thinning from slab to pre-strip varies in the following examples from 78% to 84% for subsequent hot rolling of a hot strip with a thickness of 2.30 mm with a corresponding thinning from 94% to 96%. In one cold rolling step, the desired cold strip thickness of 1.50 mm is achieved with a cold roll thinning of 35%. Impressively shows that also for very low thicknesses of the pre-strip, and also for b of lshih thicknesses of the pre-strip, and the range between them is achieved relatively uniform values in the normal range of fluctuations of tensile strength and yield strength, transversely relative to the direction rolling. The steel according to the present invention likewise allows the use of the main thickness of the hot strip with varying degrees of cold rolling thinning as well as the use of the main thickness of the cold strip without affecting the previous fact.

В качестве примера, для промышленного производства с оцинковкой горячим погружением (HDG) по способу 3, как показано на фигуре 17, следующие примеры являются иллюстративными в рамках так называемых испытаний применимости, которые предназначены для доказательства того, что переменная толщина пред-полосы может значительно влиять на способность к холодной прокатке, например, на необходимые силы качения, без более высокой прочности горячей полосы (HR), и более высокой прочности холодной полосы (CR), с уменьшением толщины пред-полосы, что приводит к значительным колебаниям тонкого листа (HDG):As an example, for industrial hot dip galvanized (HDG) production according to Method 3, as shown in FIG. 17, the following examples are illustrative within the so-called applicability tests, which are intended to prove that variable pre-strip thickness can significantly affect cold rolling ability, e.g. required rolling forces, without higher hot strip strength (HR), and higher cold strip strength (CR), with reduced pre-strip thickness resulting in significant thin sheet vibrations (HDG) :

Пример 1 Example 1

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 40 мм)(Cold strip 1.50 mm thick from main hot strip 2.30 mm thick and pre-strip thickness 40 mm)

Состав сплава в вес. %. Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0372% Ti; 0,0332% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 40 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 84%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 94% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).Alloy composition in weight. %. Steel according to the present invention containing 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0372% Ti; 0.0332% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H by method 3 of FIG. 17, hot dip plated, 250 mm thick slab material was rolled before hot rolling on a pretreatment line to produce a 40 mm thick pre-strip, reverse rolling, 84% thinning , then hot rolled on a wide strip hot rolling mill at the required final rolling temperature of 910 ° C with 94% thinning and coiled at the required winding temperature of 650 ° C with a main hot strip thickness of 2.30 mm and cold rolled after acid cleaning without additional heat treatment (such as, for example, batch type annealing) up to 1.50 mm in one pass (35% cold rolling thinning).

Состояние тонкого листа (HDG)Thin Sheet Condition (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 66%.The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 66%.

- предел упругости (Rp0.2) 706 МПа - elastic limit (Rp0.2) 706 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1071 МПа- tensile strength (Rm) 1071 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 10,9%- elongation at break (A80) 10.9%

- индекс термоупрочнения (BH2) 492 МПа- heat hardening index (BH2) 492 MPa

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 39%- hole expansion ratio according to ISO 16630 39%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 121°/112°- bending angle according to VDA 238-100 (longitudinal, transverse) 121 ° / 112 °

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD. The material characteristics across the rolling direction are for example HC660XD.

Исходное состояние (HR)Initial state (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 77%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 77%.

- предел текучести (Re) 826 МПа- yield point (Re) 826 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1070 МПа- tensile strength (Rm) 1070 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 10,0%- elongation at break (A80) 10.0%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направленииIntermediate state (CR) in the transverse direction

- предел текучести (Re) 1246 МПа- yield point (Re) 1246 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1305 МПа- tensile strength (Rm) 1305 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 2,0%- elongation at break (A80) 2.0%

Пример 2Example 2

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 45 мм)(Cold strip 1.50 mm thick from main hot strip 2.30 mm thick and pre-strip thickness 45 mm)

Состав сплава в вес. %. Alloy composition in weight. %.

Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 45 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 82%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 95% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).Steel according to the present invention containing 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0344% Ti; 0.0372% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H by method 3 according to FIG. 17, hot dip plated, 250 mm thick slab material was rolled prior to hot rolling on a pretreatment line to produce 45 mm thick pre-strip, reverse rolling, 82% thinning , then hot rolled on a broadband hot rolling mill at the required final rolling temperature of 910 ° C with 95% thinning and coiled at the required winding temperature of 650 ° C with a main hot strip thickness of 2.30 mm and cold rolled after acid cleaning without additional heat treatment (such as, for example, batch type annealing) up to 1.50 mm in one pass (35% cold rolling thinning).

Состояние тонкого листа (HDG)Thin Sheet Condition (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 67%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 67%.

- предел упругости (Rp0.2) 720 МПа- elastic limit (Rp0.2) 720 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1077 МПа- tensile strength (Rm) 1077 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 10,4%- elongation at break (A80) 10.4%

- индекс термоупрочнения (BH2) 51 МПа- heat hardening index (BH2) 51 MPa

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 35%- hole expansion ratio according to ISO 16630 35%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 128°/114°- bending angle according to VDA 238-100 (longitudinal, transverse) 128 ° / 114 °

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD. The material characteristics across the rolling direction are for example HC660XD.

Исходное состояние (HR)Initial state (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 70%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 70%.

- предел текучести (Re) 725 МПа- yield point (Re) 725 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1030 МПа- tensile strength (Rm) 1030 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 10,2%- elongation at break (A80) 10.2%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направленииIntermediate state (CR) in the transverse direction

- предел текучести (Re) 1224 МПа- yield point (Re) 1224 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1260 МПа- tensile strength (Rm) 1260 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 1,5%- elongation at break (A80) 1.5%

Пример 3Example 3

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 50 мм)(Cold strip 1.50 mm thick from main hot strip 2.30 mm thick and pre-strip thickness 50 mm)

Состав сплава в вес. %. Alloy composition in weight. %.

Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 50 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 80%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 96% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).Steel according to the present invention containing 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0344% Ti; 0.0372% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H by method 3 according to FIG. 17, hot dip plated, 250 mm thick slab material was rolled prior to hot rolling on a pretreatment line to produce a 50 mm thick pre-strip, reverse rolling, 80% thinning , then hot rolled on a wide strip hot rolling mill at the required final rolling temperature of 910 ° C with a thinning of 96% and coiled at the required winding temperature of 650 ° C with a main hot strip thickness of 2.30 mm and cold rolled after acid cleaning without additional heat treatment (such as, for example, batch type annealing) up to 1.50 mm in one pass (35% cold rolling thinning).

Состояние тонкого листа (HDG)Thin Sheet Condition (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 65%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 65%.

- предел упругости (Rp0.2) 704 МПа- elastic limit (Rp0.2) 704 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1084 МПа- tensile strength (Rm) 1084 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 10,4%- elongation at break (A80) 10.4%

- индекс термоупрочнения (BH2) 55 МПа- heat hardening index (BH2) 55 MPa

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 38%- hole expansion ratio according to ISO 16630 38%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 127°/115°- bending angle according to VDA 238-100 (longitudinal, transverse) 127 ° / 115 °

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD. The material characteristics across the rolling direction are for example HC660XD.

Исходное состояние (HR)Initial state (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 69%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 69%.

- предел текучести (Re) 695 МПа- yield point (Re) 695 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1010 МПа- tensile strength (Rm) 1010 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 8,8%- elongation at break (A80) 8.8%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направленииIntermediate state (CR) in the transverse direction

- предел текучести (Re) 1203 МПа- yield point (Re) 1203 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1255 МПа- tensile strength (Rm) 1255 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 1,9%- elongation at break (A80) 1.9%

Пример 4Example 4

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 55 мм)(Cold strip 1.50 mm thick from main hot strip 2.30 mm thick and pre-strip thickness 55 mm)

Состав сплава в вес. %. Alloy composition in weight. %.

Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 55 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 78%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 96% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).Steel according to the present invention containing 0.104% C; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P; 0.0004% S; 0.0045% N; 0.038 Al; 0.330% Cr; 0.208% Mo; 0.0344% Ti; 0.0372% Nb; 0.007% V; 0.0006% B; 0.0020% Ca; 0.027% Cu; 0.047% Ni; 0.008% Sn; 0.00038% H by method 3 according to FIG. 17, hot dip plated, 250 mm thick slab material was rolled before hot rolling on a pretreatment line to produce 55 mm pre-strip, reverse rolled, 78% thinning , then hot rolled on a wide strip hot rolling mill at the required final rolling temperature of 910 ° C with a thinning of 96% and coiled at the required winding temperature of 650 ° C with a main hot strip thickness of 2.30 mm and cold rolled after acid cleaning without additional heat treatment (such as, for example, batch type annealing) up to 1.50 mm in one pass (35% cold rolling thinning).

Состояние тонкого листа (HDG)Thin Sheet Condition (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 66%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 66%.

- предел упругости (Rp0.2) 708 МПа- elastic limit (Rp0.2) 708 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1077 МПа- tensile strength (Rm) 1077 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 10,4%- elongation at break (A80) 10.4%

- индекс термоупрочнения (BH2) 58 МПа- heat hardening index (BH2) 58 MPa

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 40%- hole expansion ratio according to ISO 16630 40%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 123°/111°- bending angle according to VDA 238-100 (longitudinal, transverse) 123 ° / 111 °

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD. The material characteristics across the rolling direction are for example HC660XD.

Исходное состояние (HR)Initial state (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 70%. The ratio of the yield strengths Re / Rm in the transverse direction was 70%.

- предел текучести (Re) 679 МПа- yield point (Re) 679 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 967 МПа- tensile strength (Rm) 967 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 9,6%- elongation at break (A80) 9.6%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направленииIntermediate state (CR) in the transverse direction

- предел текучести (Re) 1158 МПа- yield point (Re) 1158 MPa

- прочность на разрыв (Rm) 1230 МПа- tensile strength (Rm) 1230 MPa

- удлинение при разрушении (A80) 2,5%- elongation at break (A80) 2.5%

Выводы:Findings:

Не наблюдается значительного влияния толщины пред-полосы на механические характеристики на тонком листе (HDG).There is no significant effect of the thickness of the pre-strip on the mechanical properties on the thin sheet (HDG).

Это утверждение относится к степени утончения холодной прокаткой 35%, используемой в примерах, но также может применяться без ограничения к разным степеням утончения холодной прокаткой.This statement applies to the 35% cold roll thinning used in the examples, but can also be applied without limitation to different cold roll thinning degrees.

Настоящее изобретение описано выше на примере листов из тонкой листовой стали с требуемой конечной толщиной 1,50 мм в диапазоне толщин от 0,50 до 3,00 мм. Также возможно, при необходимости, получить конечную толщину в диапазоне от 0,10 до 4,00 мм.The present invention has been described above using the example of thin sheet steel sheets with a desired final thickness of 1.50 mm in a thickness range of 0.50 to 3.00 mm. It is also possible, if necessary, to obtain a final thickness in the range of 0.10 to 4.00 mm.

Claims (42)

1. Способ изготовления стальной полосы из многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии, содержащей, вес.%:1. A method of manufacturing a steel strip from multiphase steel with a minimum tensile strength of 980 MPa in an unhardened state, containing, wt%: C ≥ 0,075 до ≤ 0,115C ≥ 0.075 to ≤ 0.115 Si ≥ 0,400 до ≤ 0,500Si ≥ 0.400 to ≤ 0.500 Mn ≥ 1,900 до ≤ 2,350Mn ≥ 1,900 to ≤ 2,350 Cr ≥ 0,250 до ≤ 0,400Cr ≥ 0.250 to ≤ 0.400 Al ≥ 0,010 до ≤ 0,060Al ≥ 0.010 to ≤ 0.060 N ≥ 0,0020 до ≤ 0,0120N ≥ 0.0020 to ≤ 0.0120 P ≤ 0,020P ≤ 0.020 S ≤ 0,0020S ≤ 0.0020 Ti ≥ 0,005 до ≤ 0,060Ti ≥ 0.005 to ≤ 0.060 Nb ≥ 0,005 до ≤ 0,060Nb ≥ 0.005 to ≤ 0.060 V ≥ 0,005 до ≤ 0,020V ≥ 0.005 to ≤ 0.020 B ≥ 0,0005 до ≤ 0,0010B ≥ 0.0005 to ≤ 0.0010 Mo ≥ 0,200 до ≤ 0,300Mo ≥ 0.200 to ≤ 0.300 Ca ≥ 0,0010 до ≤ 0,0060Ca ≥ 0.0010 to ≤ 0.0060 Cu ≤ 0,050Cu ≤ 0.050 Ni ≤ 0,050Ni ≤ 0.050 Sn ≤ 0,040Sn ≤ 0.040 H ≤ 0,0010H ≤ 0.0010 остальное - железо, в том числе присущие стали сопутствующие выплавке примеси,the rest is iron, including the impurities inherent in steel associated with smelting, включающий изготовление из многофазной стали в виде сляба предварительной прокаткой полосовой заготовки,including the production of multiphase steel in the form of a slab by preliminary rolling of a strip billet, горячую прокатку полосовой заготовки с получением горячекатаной полосы требуемой толщины, при этом горячую прокатку заканчивают при температуре в аустенитной области выше Ar3,hot rolling of a strip billet to obtain a hot-rolled strip of the required thickness, while hot rolling is finished at a temperature in the austenitic region above Ar3, намотку горячекатаной полосы при температуре начала образования бейнита,winding hot-rolled strip at the temperature of the onset of bainite formation, холодную прокатку горячекатаной полосы с получением холоднокатаной полосы с требуемой конечной толщиной,cold rolling of hot-rolled strip to obtain cold-rolled strip with the required final thickness, нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700 - 950°C, охлаждение отожженной стальной полосы с температуры отжига со скоростью охлаждения 15 - 100°С/с до первой промежуточной температуры 300 - 500°С, затем со скоростью охлаждения 15 - 100°С/с до второй промежуточной температуры 160 - 250°С, а далее охлаждение на воздухе со скоростью охлаждения 2 - 30°С/с до комнатной температуры или со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с c первой промежуточной температуры до комнатной температуры,heating the cold-rolled strip during continuous annealing to a temperature of 700 - 950 ° C, cooling the annealed steel strip from the annealing temperature at a cooling rate of 15 - 100 ° C / s to the first intermediate temperature of 300 - 500 ° C, then at a cooling rate of 15 - 100 ° C / s to the second intermediate temperature 160 - 250 ° С, and then cooling in air at a cooling rate of 2 - 30 ° С / s to room temperature or at a cooling rate of 15 - 100 ° C / s from the first intermediate temperature to room temperature, или нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700 - 950°C, охлаждение отожженной стальной полосы до температуры 400 - 470°C, причем охлаждение останавливают перед заходом в ванну плавления и осуществляют нанесение покрытия горячим погружением, продолжают охлаждение полосы со скоростью охлаждения 15 - 100°С/с до промежуточной температуры 200 - 250°С, а далее полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения 2 - 30°С/с до комнатной температуры,or heating the cold-rolled strip with continuous annealing to a temperature of 700 - 950 ° C, cooling the annealed steel strip to a temperature of 400 - 470 ° C, moreover, the cooling is stopped before entering the melting bath and hot-dip coating is applied, the strip is cooled at a cooling rate of 15 - 100 ° C / s to an intermediate temperature of 200 - 250 ° C, and then the strip is cooled in air at a cooling rate of 2 - 30 ° C / s to room temperature, или нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700 - 950°C, охлаждение отожженной стальной полосы до промежуточной температуры 200 - 250°C, при этом перед заходом в ванну плавления температуру поддерживают 1 - 20 с, затем осуществляют нагревание стальной полосы до температуры 400 - 470°C и нанесение покрытия горячим погружением, продолжают охлаждение со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с до промежуточной температуры 200 - 250°C, а далее стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения 2 - 30°C/с до комнатной температуры,or heating the cold-rolled strip during continuous annealing to a temperature of 700 - 950 ° C, cooling the annealed steel strip to an intermediate temperature of 200 - 250 ° C, while before entering the melting bath, the temperature is maintained for 1 - 20 s, then the steel strip is heated to a temperature of 400 - 470 ° C and hot dip coating, continue cooling at a cooling rate of 15 - 100 ° C / s to an intermediate temperature of 200 - 250 ° C, and then the steel strip is cooled in air at a cooling rate of 2 - 30 ° C / s to room temperature temperature, отличающийся тем, что суммарное содержание Mn+Si+Cr в стальной полосе составляет 1,750 - 2,250 вес.%, перед проведением горячей прокатки осуществляют выбор толщины сляба и определенной, но переменной толщины полосовой заготовки и проводят горячую прокатку полосовой заготовки со степенью обжатия 72-87%.characterized in that the total content of Mn + Si + Cr in the steel strip is 1.750 - 2.250 wt.%, before hot rolling, the slab thickness and a certain but variable thickness of the strip billet are selected and hot rolling of the strip billet is carried out with a reduction ratio of 72-87 %. 2. Способ по п.1, отличающийся тем, что при выбранной толщине горячекатаной полосы или выбранных различных толщинах горячекатаных полос изготавливают холоднокатаные полосы требуемой конечной толщины со степенями обжатия холодной прокаткой 10-70%.2. The method according to claim 1, characterized in that with the selected thickness of the hot-rolled strip or selected different thicknesses of the hot-rolled strips, cold-rolled strips of the required final thickness are produced with cold rolling reduction rates of 10-70%. 3. Способ по п.2, отличающийся тем, что при непрерывном отжиге потенциал окисления в установке, состоящей из неокислительной печи для отжига (NOF) и печи с радиационными трубами (RTF), увеличивают в печи NOF на содержание CO менее 4 об.%, при этом в атмосфере печи RTF парциальное давление кислорода удовлетворяет следующему соотношению:3. A method according to claim 2, characterized in that during continuous annealing, the oxidation potential in a plant consisting of a non-oxidizing annealing furnace (NOF) and a radiant tube furnace (RTF) is increased in the NOF furnace by a CO content of less than 4 vol.% , while in the atmosphere of the RTF furnace, the partial pressure of oxygen satisfies the following relationship: -18 > Log pO2 ≥ -5∙Si-0,3 - 2,2∙Mn-0,45 - 0,1∙Cr-0,4 - 12,5∙ (-ln B)0,25 -18> Log pO 2 ≥ -5 ∙ Si -0.3 - 2.2 ∙ Mn -0.45 - 0.1 ∙ Cr -0.4 - 12.5 ∙ (-ln B) 0.25 где Si, Mn, Cr и B - содержание компонентов в стали в вес.%, а pO2 - парциальное давление кислорода в мбар, и для предотвращения окисления полосы непосредственно перед погружением в ванну плавления точка росы атмосферы составляет -30°С или ниже.where Si, Mn, Cr and B - the content of components in the steel in% by weight, and the pO 2 -. the oxygen partial pressure in mbar and to prevent oxidation of the strip immediately prior to immersion in a melting bath atmosphere dew point is -30 ° C or below. 4. Способ по п.2, отличающийся тем, что при отжиге в печи с радиационными трубами (RTF) парциальное давление кислорода атмосферы печи удовлетворяет следующему соотношению:4. The method according to claim 2, characterized in that during annealing in a radiant tube furnace (RTF), the oxygen partial pressure of the furnace atmosphere satisfies the following relationship: -12 > Log pO2 ≥ -5∙Si-0,25 - 3∙Mn-0,5 - 0,1∙Cr-0,5 - 7∙ (-ln B)0,5 -12> Log pO 2 ≥ -5 ∙ Si -0.25 - 3 ∙ Mn -0.5 - 0.1 ∙ Cr -0.5 - 7 ∙ (-ln B) 0.5 где Si, Mn, Cr и B содержание компонентов в стали в вес.%, а pO2 - парциальное давление кислорода в мбар, и для предотвращения окисления полосы непосредственно перед погружением в ванну плавления точка росы атмосферы составляет -30°С или ниже.where Si, Mn, Cr and B are the content of components in the steel in wt%, and pO 2 is the partial pressure of oxygen in mbar, and to prevent oxidation of the strip just before immersion in the melting bath, the dew point of the atmosphere is -30 ° C or lower. 5. Способ по п.1, отличающийся тем, что после отжига или нанесения покрытия горячим погружением стальную полосу подвергают дрессировке.5. A method according to claim 1, characterized in that after annealing or hot dip coating, the steel strip is tempered. 6. Способ по п.1, отличающийся тем, что после процедуры отжига или нанесения покрытия горячим погружением стальную полосу подвергают правке вытяжкой и гибкой.6. A method according to claim 1, characterized in that after the annealing or hot dip coating procedure, the steel strip is stretched and flexible straightened. 7. Способ изготовления детали из стальной полосы, полученной способом по пп.1-6, характеризующийся тем, что из стальной полосы вырезают заготовку, нагревают ее до температуры выше Ac3, формуют в деталь и подвергают закалке в пресс-форме или на воздухе.7. A method of manufacturing a part from a steel strip obtained by the method according to claims 1-6, characterized in that a workpiece is cut out of a steel strip, heated to a temperature above Ac3, molded into a part and quenched in a mold or in air. 8. Стальная полоса, изготовленная способом по любому из пп.1-6, характеризующаяся тем, что она имеет минимальное значение раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630, равное 20%, в частности 25%.8. Steel strip produced by the method according to any one of claims 1 to 6, characterized in that it has a minimum hole expansion according to ISO 16630 of 20%, in particular 25%. 9. Полоса по п.8, отличающаяся тем, что она имеет минимальный угол изгиба в соответствии с VDA 238-100, равный 70° в продольном направлении или поперечном направлении, в частности 85°.9. Strip according to claim 8, characterized in that it has a minimum bending angle in accordance with VDA 238-100, equal to 70 ° in the longitudinal direction or the transverse direction, in particular 85 °. 10. Полоса по п.8 или 9, отличающаяся тем, что она имеет минимальное значение Rm∙α (прочность на разрыв ∙ [угол изгиба в соответствии с VDA 238-100]) 100000 МПа∙°, в частности, 120000 МПа∙°.10. Strip according to claim 8 or 9, characterized in that it has a minimum value of Rm ∙ α (tensile strength ∙ [bending angle in accordance with VDA 238-100]) 100,000 MPa ∙ °, in particular 120,000 MPa ∙ ° ... 11. Полоса по любому из пп.8-10, отличающаяся тем, что она имеет состояние без замедленного разрушения в течение по меньшей мере 6 месяцев в соответствии с требованиями SEP 1970 для образцов для испытаний на растяжение и сжатие отверстий. 11. Strip according to any one of claims 8 to 10, characterized in that it has a state without delayed failure for at least 6 months in accordance with the requirements of SEP 1970 for test pieces for tensile and compression holes.
RU2020113916A 2017-10-06 2018-09-27 Super-strength multi-phase steel and method for making steel strip of multi-phase steel RU2742998C1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102017123236.2A DE102017123236A1 (en) 2017-10-06 2017-10-06 Highest strength multi-phase steel and process for producing a steel strip from this multi-phase steel
DE102017123236.2 2017-10-06
PCT/EP2018/076307 WO2019068560A1 (en) 2017-10-06 2018-09-27 Ultrahigh strength multiphase steel and method for producing a steel strip from said multiphase steel

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2742998C1 true RU2742998C1 (en) 2021-02-12

Family

ID=63713874

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2020113916A RU2742998C1 (en) 2017-10-06 2018-09-27 Super-strength multi-phase steel and method for making steel strip of multi-phase steel

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20200263283A1 (en)
EP (1) EP3692178B1 (en)
KR (1) KR20200063167A (en)
CN (1) CN111247258B (en)
DE (1) DE102017123236A1 (en)
RU (1) RU2742998C1 (en)
WO (1) WO2019068560A1 (en)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE202019106738U1 (en) * 2019-12-03 2021-03-04 Bfc Fahrzeugteile Gmbh Metal band
DE102020110319A1 (en) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Process for the production of a steel strip with a multiphase structure and steel strip added
DE202022100637U1 (en) * 2022-02-03 2023-05-05 STG Stanztechnik GmbH & Co. KG Reinforcing strip for a molded body made from an injectable molding compound and molded body with such a reinforcing strip

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE602004008917T2 (en) * 2003-06-26 2008-06-12 Arcelor France HIGH-FIXED HOT-ROLLED STEEL PLATE WITH OUTSTANDING FORMFIXING PROPERTIES AND RELATED MANUFACTURING METHOD
US20100108200A1 (en) * 2008-10-30 2010-05-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel Ltd) High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof
WO2013144376A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
DE102014017274A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Highest strength air hardening multiphase steel with excellent processing properties and method of making a strip from this steel
DE102015111177A1 (en) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh High strength multi-phase steel and method of making a cold rolled steel strip therefrom
RU2610989C2 (en) * 2012-01-30 2017-02-17 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Ultrahigh-strength multiphase steel with improved properties during production and processing
RU2615423C2 (en) * 2012-02-08 2017-04-04 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Hot-rolled strip for manufacturing electric sheet and process therefor

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19610675C1 (en) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Dual phase steel for cold rolled sheet or strip - contg. manganese@, aluminium@ and silicon
DE10037867A1 (en) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Flexible rolling process, for metal strip, involves work roll bending line control during or immediately after each roll gap adjustment to obtain flat strip
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
DE102006054300A1 (en) * 2006-11-14 2008-05-15 Salzgitter Flachstahl Gmbh High-strength dual-phase steel with excellent forming properties
WO2008123425A1 (en) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Low alloy steel for the pipe for oil well use and seamless steel pipe
EP2028282B1 (en) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dual-phase steel, flat product made of such dual-phase steel and method for manufacturing a flat product
EP2031081B1 (en) 2007-08-15 2011-07-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dual-phase steel, flat product made of such dual-phase steel and method for manufacturing a flat product
JP4924730B2 (en) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability, weldability and fatigue characteristics and method for producing the same
EP2439291B1 (en) * 2010-10-05 2013-11-27 ThyssenKrupp Steel Europe AG Multiphase steel, cold rolled flat product produced from this multiphase steel and method for producing same
DE102013013067A1 (en) * 2013-07-30 2015-02-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Silicon-containing microalloyed high-strength multiphase steel having a minimum tensile strength of 750 MPa and improved properties and processes for producing a strip of this steel
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
DE102014017275A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh High strength air hardening multiphase steel with excellent processing properties and method of making a strip of this steel
DE102014017273A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh High strength air hardening multiphase steel with excellent processing properties and method of making a strip of this steel

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE602004008917T2 (en) * 2003-06-26 2008-06-12 Arcelor France HIGH-FIXED HOT-ROLLED STEEL PLATE WITH OUTSTANDING FORMFIXING PROPERTIES AND RELATED MANUFACTURING METHOD
US20100108200A1 (en) * 2008-10-30 2010-05-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel Ltd) High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof
RU2610989C2 (en) * 2012-01-30 2017-02-17 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Ultrahigh-strength multiphase steel with improved properties during production and processing
RU2615423C2 (en) * 2012-02-08 2017-04-04 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Hot-rolled strip for manufacturing electric sheet and process therefor
WO2013144376A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
DE102014017274A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Highest strength air hardening multiphase steel with excellent processing properties and method of making a strip from this steel
DE102015111177A1 (en) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh High strength multi-phase steel and method of making a cold rolled steel strip therefrom

Also Published As

Publication number Publication date
US20200263283A1 (en) 2020-08-20
WO2019068560A1 (en) 2019-04-11
KR20200063167A (en) 2020-06-04
EP3692178A1 (en) 2020-08-12
CN111247258A (en) 2020-06-05
DE102017123236A1 (en) 2019-04-11
EP3692178B1 (en) 2022-06-08
CN111247258B (en) 2022-04-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2684655C1 (en) Extra high strength multiphase steel and method for production of cold-rolled steel strip from it
US10612113B2 (en) Micro-alloyed high-strength multi-phase steel containing silicon and having a minimum tensile strength of 750 MPA and improved properties and method for producing a strip from said steel
KR102079611B1 (en) High-strength multiphase steel and method for producing a strip made from this steel with a minimum tensile strength of 580 mpa
EP2460901B1 (en) High-strength steel sheet, and process for production thereof
US10273552B2 (en) Ultrahigh-strength multiphase steel with improved properties during production and processing
JP5290245B2 (en) Composite structure steel plate and method of manufacturing the same
US10640855B2 (en) High-strength air-hardening multiphase steel having excellent processing properties, and method for manufacturing a strip of said steel
US10626478B2 (en) Ultra high-strength air-hardening multiphase steel having excellent processing properties, and method for manufacturing a strip of said steel
KR102048792B1 (en) High-strength multi-phase steel, and method for producing a strip from said steel
KR102503990B1 (en) High-strength air-hardening multi-phase steel comprising outstanding processing properties and method for the production of a steel strip from said steel
US20110030854A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
US20110048589A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
US20180298462A1 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
KR102020412B1 (en) High-strength steel sheet having excellent crash worthiness and formability, and method for manufacturing thereof
KR20190076307A (en) High-strength steel sheet having excellent workablity and method for manufacturing thereof
US20140034196A1 (en) Hoherfester mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften high strength multi-phase steel having excellent forming properties
RU2742998C1 (en) Super-strength multi-phase steel and method for making steel strip of multi-phase steel
EP4114994B1 (en) High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
CN115210398B (en) Steel sheet, member, and method for producing same
JP2020509186A (en) High-tensile steel excellent in bendability and stretch flangeability and its manufacturing method
KR20230161661A (en) Ultra-high strength galvanized steel sheet with excellent weldability and method for manufacturing the same
KR20230129244A (en) Zinc or zinc-alloy coated strip or steel with improved zinc adhesion
JP2024513104A (en) High-strength cold-rolled steel sheet for automotive applications with excellent comprehensive formability and bending properties
CN115698362A (en) Steel sheet, member, and method for producing same