Способ изготовления высокопрочной конструкционной стали и изделие из высокопрочной конструкционной стали

Способ изготовления высокопрочной конструкционной стали и изделие из высокопрочной конструкционной стали

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Изобретение, раскрытое в данной патентной заявке, было сделано следующими изобретателями: Махеш Чандра Сомани, Дэвид Артур Портер, Лео Пэнти Карялайнен, университет Оулу, а также Теро Тапио Расмус и Ари Михаэль Хирви, корпорация Раутаруукки. Изобретение было передано правопреемнику, корпорации Раутаруукки, заключенным между сторонами отдельным соглашением.

Область техники, к которой относится изобретение

Изобретение относится к способу изготовления высокопрочной конструкционной стали согласно п.1 формулы изобретения, а также к изделию, выполненному из такой высокопрочной конструкционной стали, согласно п.25 формулы изобретения. В частности, изобретение относится к способу закалки и перераспределяющей обработки (Q&P), осуществляемому в прокатном стане для горячей прокатки, а также к изделию из высокопрочной, ковкой, ударновязкой конструкционной стали, имеющему преимущественно мартенситную микроструктуру с небольшими фракциями мелкодисперсного остаточного аустенита.

Уровень техники

Обычно закалку с последующим отпуском применяют с целью получения высокопрочных конструкционных сталей с хорошими показателями ударной вязкости и удлинения. Однако отпуск представляет собой дополнительный этап технологического процесса, требующий временных и энергетических затрат из-за необходимости повторного нагревания стали после закалки от температур ниже M_f.

В последние годы современные высокопрочные стали с улучшенной ударной вязкостью получают преимущественно прямой закалкой. Несмотря на то, что ковкость таких сталей по показателям их удлинения или уменьшения площади поперечного сечения при разрыве в одноосном испытании на растяжение обычно имеет приемлемые значения, однородность их удлинения, то есть их рабочая прокаливаемость, может быть улучшена. Этот недостаток является серьезным сдерживающим фактором на пути применения таких сталей в более широком диапазоне и разнообразии областей, так как локализация деформации в процессе производства или в результате перегрузки при использовании конструкции из такой стали может послужить причиной разрушения целостности структуры.

Из-за все более возрастающего спроса на современные высокопрочные стали (AHSS) с превосходной ударной вязкостью и умеренной ковкостью, а также свариваемостью, свежие усилия были направлены на развитие новых составов и/или технологических процессов, чтобы удовлетворить меняющиеся запросы промышленности. В последние десятилетия в данной категории развивались двухфазные (DP) стали; многофазные (CP) стали; стали с пластичностью, индуцированной мартенситным превращением (TRIP), и стали с пластичностью, индуцированной двойникованием (TWIP), главным образом для удовлетворения запросов автомобильной промышленности. В качестве основных задач ставились сбережение энергии и сырья, повышение стандартов безопасности и защита окружающей среды. До сих пор предел текучести AHSS сталей с содержанием углерода по массе в интервале от 0,05 до 0,2% был ограничен значением около 500-1000 МПа.

Патентная публикация US 2006/0011274 A1 раскрывает относительно новый процесс, называемый закалка и перераспределяющая обработка (Q&P), который позволяет получать стали с микроструктурами, содержащими остаточный аустенит. Этот процесс закалки и перераспределяющей обработки в микроструктуре стали состоит из двухэтапной термообработки. После повторного нагревания с целью получения либо частично, либо полностью аустенитной микроструктуры, сталь закаляют до соответствующей заранее установленной температуры, находящейся в интервале температур между температурами начала (M_s) и окончания (M_f) формирования мартенсита. При такой температуре закалки (QT) желаемая микроструктура состоит из феррита, мартенсита и непревращенного аустенита, или мартенсита и непревращенного аустенита. На втором этапе перераспределяющей обработки, сталь либо выдерживают при температуре QT, либо нагревают до более высокой температуры, так называемой температуры перераспределения углерода (РТ), то есть PT≥QT. Задачей последующего этапа является обогащение непревращенного аустенита углеродом путем обеднения пересыщенного углеродом мартенсита. В Q&P процессе, интенсивно подавляется образование карбидов железа или бейнита, а остаточный аустенит стабилизируется, что дает преимущество при дальнейшем индуцированном деформацией переходе аустенита в мартенсит во время последующих операций формообразования.

Вышеуказанные разработки были направлены на улучшение механических и связанных с формообразованием свойств тонких стальных листов для применения их в автомобильной отрасли. В этой области применения не требуется хорошая ударная вязкость, а предел текучести ограничен значением менее 1000 МПа.

Задачей настоящего изобретения является получение, предпочтительно без дополнительного нагревания от температур ниже M_f, после закалки, изделия из конструкционной стали, имеющего предел текучести R_p0,2, равный по меньшей мере 960 МПа, и превосходную ударную вязкость, в частности температуру перехода, соответствующую 27 Дж при испытании по Шарпи образца с V-образным надрезом, ≤-50°C, предпочтительно ≤-80°C, совместно с хорошим общим однородным удлинением.

Несмотря на то, что наилучшее применение изобретения находится в области конструкционных сталей, следует понимать, что вышеуказанный способ и изделие из стали согласно настоящему изобретению могут также быть использованы как способ изготовления горячекатаных износостойких сталей, и что вышеуказанное изделие из высокопрочной конструкционной стали может быть использовано как горячекатаные износостойкие стали, даже несмотря на то, что хорошая ударная вязкость и ковкость не всегда требуются в областях применения износостойких сталей.

Раскрытие изобретения

В заявленном способе стальной сляб, болванку или заготовку, (далее просто стальной сляб) нагревают до установленной температуры на этапе нагревания, а затем подвергают термомеханической прокатке на этапе горячей прокатки. Термомеханическая прокатка содержит шаг горячей прокатки стального сляба I типа в температурном интервале, находящемся ниже температуры окончания рекристаллизации (RST) и выше температуры A₃ образования феррита. Если этап нагревания стального сляба содержит нагревание до температуры в интервале 1000-1300°C, термомеханическая прокатка содержит дополнительно шаг горячей прокатки стального сляба II типа в области статической рекристаллизации выше критической температуры рекристаллизации (RLT), причем указанный шаг горячей прокатки II типа осуществляют до шага горячей прокатки стального сляба I типа в температурном интервале, находящемся ниже температуры окончания рекристаллизации (RST) и выше температуры А₃ образования феррита. В случае если этап нагревания осуществляют при более низких температурах, в частности при 950°C, образующиеся в результате более мелкие исходные зерна аустенита исключают необходимость шага горячей прокатки II типа, осуществляемого при температуре выше критической температуры рекристаллизации (RLT), поэтому большая часть горячей прокатки может быть осуществлена при температуре ниже температуры окончания рекристаллизации (RST).

Суммарная деформация ниже температуры окончания рекристаллизации (RST) составляет по меньшей мере 0,4. После этого выполняют термомеханическую прокатку, то есть этап горячей прокатки, при этом горячекатаную сталь подвергают прямой закалке на этапе закалки до температуры в интервале между M_s и M_f для получения желаемых мартенситно-аустенитных фракций и затем выдерживают горячекатаную сталь при температуре окончания закалки (QT), медленно охлаждая ее от QT, или нагревают до температуры перераспределения углерода PT>QT для увеличения стабильности аустенита путем выполнения этапа перераспределяющей обработки с целью перераспределения углерода от пересыщенного мартенсита к аустениту. В дальнейшем за перераспределяющей обработкой с целью перераспределения углерода в микроструктуре стали, то есть этапом перераспределяющей обработки, осуществляют этап охлаждения горячекатаной стали до комнатной температуры. Во время этапа охлаждения некоторое количество аустенита может превращаться в мартенсит, а некоторое количество аустенита остается стабильным при комнатной температуре или ниже. В отличие от отпуска, во время перераспределяющей обработки формирование карбидов железа и разложение аустенита интенсивно подавляют путем подходящего подбора химического состава стали, главным образом, путем повышенного содержания в стали кремния вместе с алюминием или без него в таком количестве, которое позволяет обеспечивать подобный эффект.

Способ получения конструкционной стали, имеющей высокую прочность и высокую ударную вязкость, требует контроля аустенитной структуры, то есть размера зерен и их формы, а также плотности дислокаций перед началом закалки, то есть предпочтительна деформация и в режиме рекристаллизации, и в режиме без рекристаллизации, с последующей прямой закалкой и перераспределяющей обработкой (DQ&P). Термомеханическая прокатка с последующей прямой закалкой ведет к формированию мелких пучков и блоков мелких пластинок мартенсита, укороченных и расположенных случайным образом в различных направлениях. Такая микроструктура повышает прочность. Она также улучшает ударную вязкость и вязкость разрушения, способствуя более извилистому характеру распространения трещин. Кроме того, перераспределяющая обработка повышает стабильность аустенита, находящегося в микроструктуре стали после охлаждения до QT, что приводит к присутствию остаточного аустенита в микроструктуре стали при комнатной температуре и более низких температурах.

Остаточный аустенит, однако, частично метастабилен и превращается частично в мартенсит во время пластической деформации, что происходит при целенаправленной деформации стали, испытании стали на растяжение или перегрузке стальной конструкции при ее конечном использовании. Такое превращение аустенита в мартенсит увеличивает степень прокаливаемости и однородность удлинения стального изделия, помогая предотвратить локализацию деформации и преждевременный отказ конструкции вследствие пластического разрушения. Совместно с мелкими, укороченными и расположенными случайным образом пластинками мартенсита тонкие пленки остаточного аустенита также улучшают ударную вязкость и вязкость разрушения.

Преимущества шага прокатки I типа, приводящего к деформации зерен первичного аустенита (PAG), состоит в более медкодисперсном распределении аустенита во время последующей закалки до QT. Когда этот тип аустенита затем стабилизируют путем перераспределения углерода, получают улучшенную комбинацию механических свойств, в частности в отношении общего однородного удлинения и ударной вязкости.

Таким образом, способ согласно изобретению обеспечивает получение высокопрочной конструкционной стали, имеющей улучшенную комбинацию ударной вязкости, предпочтительно также вязкости разрушения, и общего однородного удлинения. Изделия из конструкционной стали согласно изобретению могут быть использованы в широком круге областей, в которых ударная вязкость и вязкость разрушения имеют большое значение, и/или когда требуется улучшенная деформационная способность без пластического разрушения. Применение высокопрочной стали означает возможность создания более легковесных конструкций.

Изобретенный способ может быть назван TMR-DQP, то есть термомеханическая прокатка с последующей прямой закалкой и перераспределяющей обработкой.

Описание чертежей

На фиг.1 изображена кривая «температура-время» согласно вариантам осуществления настоящего изобретения,

на фиг.2 изображена микроструктура высокопрочной конструкционной стали, содержащей остаточный аустенит и мелкие пучки/блоки тонких пластинок мартенсита, укороченных и расположенных случайным образом в различных направлениях,

на фиг.3 изображена микрофотография трансмиссионной электронной микроскопии (ТЕМ) модельного образца, полученного в системе моделирования Gleeble, содержащего пласты/блоки тонких пластинок мартенсита (белые) и расположенный между пластинками аустенит (темный),

на фиг.4 изображена кривая «температура-время» варианта осуществления согласно изобретению, на фиг.5 изображена кривая «температура-время» варианта осуществления согласно изобретению, и

на фиг.6 изображены результаты испытания первого основного варианта осуществления (обозначен как вариант осуществления с высоким содержанием кремния в стали) на ударную вязкость по сравнению со сталью, подвергавшейся прямой закалке без перераспределяющей обработки,

на фиг.7 изображена кривая «температура-время» варианта осуществления согласно изобретению,

на фиг.8 изображены результаты испытания второго основного варианта осуществления (обозначен как вариант осуществления с высоким содержанием алюминия в стали) на ударную вязкость по сравнению со сталью, подвергавшейся прямой закалке без перераспределяющей обработки, и на фиг.9 схематично изображена микроструктура согласно одному варианту осуществления изобретения.

Описание сокращений и символов

ε - истинная деформация,

ε₁, ε₂, ε₃ - истинные главные пластические деформации в трех основных перпендикулярных направлениях,

ε_eq - эквивалентная истинная пластическая деформация,

ε' - постоянная скорости истинной деформации,

A - общее удлинение,

AC - охлаждение на воздухе,

AF - степень легирования,

A_g - пластическое однородное удлинение,

A_gt - общее однородное удлинение,

А₃ - температура, ниже которой аустенит становится пересыщенным относительно феррита,

CEV - углеродный эквивалент,

CP - многокомпонентная фаза,

CS - моделирование намотки,

DI - идеальный критический диаметр,

DP - двухкомпонентная фаза,

DQ&P - прямая закалка и перераспределяющая обработка,

EBSD - дифракция обратного рассеивания электронов,

FRT - температура чистовой прокатки,

GAR - отношение длины зерна к его ширине,

h - длина элемента объема после пластической деформации,

Н - длина элемента объема перед пластической деформацией,

M_f - температура окончания формирования мартенсита,

M_s - температура начала формирования мартенсита,

PAG - зерно первичного аустенита,

РТ - температура перераспределения углерода (если перераспределяющую обработку осуществляют при температуре выше QT),

Q&P - закалка и перераспределяющая обработка,

QT - температура закалки или окончания закалки,

RLT - критическая температура рекристаллизации,

R_m - предел прочности при растяжении,

R_p0,2 - предел текучести при остаточной деформации 0,2%,

R_p1,0 - условный предел текучести при остаточной деформации 1,0%,

RST - температура окончания рекристаллизации,

RT - комнатная температура,

SEM - сканирующая электронная микроскопия,

t - время,

T27J - температура, соответствующая ударной вязкости 27 Дж,

Т50% - температура, соответствующая 50%-ному разрушению при срезе,

ТЕМ - трансмиссионная электронная микроскопия,

TMR - термомеханическая прокатка,

TMR-DQP - процесс термомеханической прокатки стали с последующей прямой закалкой и перераспределяющей обработкой,

TRIP - пластичность, индуцированная мартенситным превращением,

TWIP - пластичность, индуцированная двойникованием,

XRD - рентгенодифракционный анализ,

Z - уменьшение площади сечения.

Номера позиций и их расшифровка

1 - этап нагревания,

2 - этап выравнивания температуры,

3 - шаг горячей прокатки II типа в температурном интервале, в котором происходит рекристаллизация,

4 - период ожидания снижения температуры ниже RST,

5 - этап горячей прокатки I типа в диапазоне температур, в которых не происходит рекристаллизации,

6 - этап закалки,

7 - этап перераспределяющей обработки,

8 - этап охлаждения,

9 - альтернативный этап перераспределяющей обработки,

10 - остаточный аустенит,

11 - мартенсит.

Осуществление изобретения

Способ изготовления высокопрочной конструкционной стали согласно независимому п.1 формулы изобретения содержит следующие этапы:

- заготовительный этап для изготовления стального сляба (не показан на фигурах),

- этап 1 нагревания стального сляба до температуры в диапазоне от 950 до 1300°C,

- этап 2 выравнивания температуры стального сляба,

- этап 5 горячей прокатки стального сляба, содержащий шаг горячей прокатки I типа в диапазоне температур, в которых не происходит рекристаллизация, ниже RST, но выше температуры А₃ образования феррита,

- этап 6 закалки горячекатаной стали со скоростью охлаждения по меньшей мере 20°C/с до температуры окончания закалки (QT), причем указанная температура окончания закалки (QT) находится в интервале температур между M_s и M_f,

- этап 7, 9 перераспределяющей обработки, способствующий переносу углерода в микроструктуре горячекатаной стали от мартенсита к аустениту, и

- этап 8 охлаждения горячекатаной стали до комнатной температуры посредством принудительного или естественного охлаждения.

Предпочтительные варианты осуществления способа раскрыты в зависимых пп.2-24 формулы изобретения.

Способ содержит этап 1 нагревания стального сляба до температуры в диапазоне от 950 до 1300°C с целью получения полностью аустенитной микроструктуры.

За этапом 1 нагревания следует этап 2 выравнивания температуры, позволяющий всем частям сляба достичь по существу одинакового уровня температуры.

Если этап 1 нагревания стального сляба до температуры в диапазоне 950-1300°C содержит нагревание стального сляба до температуры в диапазоне 1000-1300°C, то этап горячей прокатки также содержит шаг 3 горячей прокатки II типа, который осуществляют перед шагом 5 горячей прокатки I типа, для горячей прокатки стального сляба при температуре выше RLT в режиме с рекристаллизацией с целью уменьшения размера зерен аутенита. Для выполнения задач настоящего изобретения этап горячей прокатки содержит шаг 5 горячей прокатки I типа, осуществляемый в температурном интервале, в котором не происходит рекристаллизация, то есть ниже RST и выше температуры А₃ формирования феррита. Если этап горячей прокатки содержит и шаг 5 горячей прокатки типа I, осуществляемый в температурном интервале, в котором не происходит рекристаллизации, то есть ниже RST и выше температуры А₃ формирования феррита, и шаг 3 горячей прокатки II типа для горячей прокатки стального сляба при температуре выше RLT в режиме с рекристаллизацией, между шагом 3 горячей прокатки II типа и шагом 5 горячей прокатки I типа может быть предусмотрен период 4 ожидания, в который не включена горячая прокатка какого-либо типа. Задача такого периода 4 ожидания между шагом 3 горячей прокатки II типа и шагом 5 горячей прокатки I типа состоит в том, чтобы обеспечить падение температуры горячекатаной стали ниже RST. Также возможны другие периоды ожидания во время шага 3 горячей прокатки II типа и шага 5 горячей прокатки I типа. Также возможно, что этап горячей прокатки содержит шаг горячей прокатки III типа, который осуществляют в период ожидания 4 в диапазоне температур ниже RLT и выше RST. Такая практика может оказаться полезной, например, в целях повышения производительности.

Если этап горячей прокатки содержит шаг горячей прокатки I типа, шаг горячей прокатки II типа и шаг горячей прокатки III типа, стальной сляб предпочтительно, но не обязательно, непрерывно подвергают прокатке во время шага горячей прокатки I типа, во время шага горячей прокатки II типа и во время шага горячей прокатки III типа, а также во время перемещения от шага горячей прокатки II типа к шагу горячей прокатки III типа и, соответственно, во время перемещения от а горячей прокатки III типа к шагу горячей прокатки I типа.

Горячую прокатку не осуществляют при температуре ниже А₃, так как в противном случае не будет достигнут высокий предел текучести.

Шаг 5 горячей прокатки I типа при температуре, при которой не происходит рекристаллизации, за которой следует этап закалки 6, приводит к образованию в микроструктуре стали тонких пластов и блоков тонких пластинок мартенсита, укороченных и расположенных случайным образом в различных направлениях. Правильное состояние аустенита перед этапом 6 закалки и этапом 7 перераспределяющей обработки важно для обеспечения мелкодисперсности вторичного мартенсита и характера перераспределения углерода в мелкодисперсных слоях и пластинках аустенита субмикронного размера. Мелкодисперсные слои/пластинки аустенита нано/субмикронного размера между пластинками мартенсита обеспечивают необходимую рабочую прокаливаемость, улучшая тем самым баланс между удлинением до разрушения и разрывной прочностью такой высокопрочной конструкционной стали.

Согласно одному из вариантов осуществления, шаг 5 горячей прокатки I типа в температурном интервале, в котором не происходит рекристаллизация, содержит по меньшей мере 0,4 общей суммарной эквивалентной деформации. Происходит это потому, что общую суммарную эквивалентную деформацию Мизеса, равную 0,4, при температуре ниже RST считают предпочтительной, минимальной необходимой для обеспечения достаточного кондиционирования аустенита перед этапом 6 закалки и этапом 7 перераспределяющей обработки.

Это означает, что отношение (GAR) длины зерна первичного первичного аустенита (PAG) к его ширине может быть, к примеру, от 2,2 до 8,0 или от 2,3 до 5,0, что соответствует общей накопленной эквивалентной деформации от 0,4 до 1,1 и от 0,4 до 0,8, соответственно.

В данном описании термин «деформация» означает эквивалентную истинную пластическую деформацию Мизеса. Она описывает распространение пластической деформации во время прокатных проходов или этапов прессования в экспериментах в системе моделирования Gleeble, описанных ниже, или во время предварительного деформирования, которому подвергают сталь перед использованием, посредством следующего уравнения:

где ε₁, ε₂ и ε₃ - такие главные пластические истинные деформации в стали, что:

ε₁+ε₂+ε₃=0.

Истинная деформация задана натуральным логарифмом отношения длины элемента объема после пластической деформации (h) к его длине до пластической деформации (Н), то есть:

ε=ln(h/H).

Можно заметить, что в то время как истинная деформация может быть как положительной, так и отрицательной величиной, эквивалентная деформация всегда является положительным числом, независимо от того, является главная деформация деформацией растяжения или сжатия.

В качестве примера вышесказанного, суммарная истинная эквивалентная деформация, равная 0,4, соответствует уменьшению толщины при прокате листового материала на 29% или уменьшению площади сечения при прокате прутка на 33%.

Этап горячей прокатки предпочтительно осуществляют таким образом, чтобы конечная толщина горячекатаной стали составляла от 3 до 20 мм, и согласно вариантам осуществления изобретения, подробно раскрытым в нижеследующем описании, диапазоны толщин составляет от 3 до 11 и от 11 до 20 мм.

Сразу после этапа горячей прокатки горячекатаный сляб направляют на этап 6 закалки до температуры в диапазоне между температурами M_s и M_f со скоростью охлаждения по меньшей мере 20°C/с. Указанный этап закалки, то есть принудительное охлаждение, обеспечивает получение смеси из мартенсита и аустенита. Во время этапа 7 перераспределяющей обработки углерод перераспределяется в аустенит, повышая тем самым его стабильность по отношению к превращению в мартенсит на следующем этапе 8 охлаждения до комнатной температуры. Следует понимать, что во время этапа 7 перераспределяющей обработки только некоторое количество углерода, а не весь углерод, переходит из мартенсита в аустенит. В этом случае после охлаждения до комнатной температуры между трансформированными пластинками 11 мартенсита остается небольшая фракция мелкодисперсного аустенита 10. В результате мартенситная матрица обеспечивает требуемую прочность, в то время как небольшая фракция остаточного аустенита, распределенная очень тонко между мартенситными пластинками, повышает степень прокаливаемости, общее однородное удлинение и ударную вязкость.

Как известно, прямая закалка означает, что все термомеханические обрабатывающие операции, то есть этапы 3, 5 горячей прокатки завершают до выполнения закалки 6 непосредственно от тепла, полученного в процессе горячей прокатки. Это означает, что нет необходимости в повторном нагревании стали до температур закалки.

Более того, как следует из вышесказанного, способ не содержит каких-либо дополнительных этапов, предусматривающих нагревание от температур ниже M_f после закалки, например этапов отпуска, для которых потребовалось бы большее количество энергии на нагревание.

Согласно одному из вариантов осуществления, на этапе 6 закалки горячекатаный стальной сляб закаляют до температуры между температурами M_s и M_f при скорости охлаждения, по меньшей мере соответствующей скорости критического охлаждения CCR.

Температуры M_s и M_f варьируются в зависимости от химического состава стали. Они могут быть рассчитаны с помощью формулы, доступной в литературе, или определены экспериментально с использованием дилатометрических измерений.

Согласно одному из вариантов осуществления, температура окончания закалки (QT) ниже 400°C, но выше 200°C.

Температуру окончания закалки (QT) предпочтительно выбирают таким образом, чтобы после этапа 6 закалки при QT в начале этапа 7 перераспределяющей обработки в микроструктуре стали осталось подходящее количество аустенита. Это означает, что QT должна быть больше, чем M_f. Подходящее количество аустенита составляет по меньшей мере 5% для обеспечения существенного количества остаточного аустенита при комнатной температуре для получения улучшенных ковкости и ударной вязкости. С другой стороны, количество аустенита при QT сразу после закалки не может превышать 30%. В данном описании состав микроструктуры стали выражен в объемных процентах.

Согласно одному из предпочтительных вариантов осуществления, изображенному на фигуре 1 с номером позиции 7, этап 7 перераспределяющей обработки предпочтительно осуществляют по существу при температуре окончания закалки (QT).

Согласно альтернативному варианту осуществления, изображенному на фиг.1 с номером позиции 9, этап 9 перераспределяющей обработки осуществляют при температуре, по существу превышающей температуру окончания закалки (QT), предпочтительно выше температуры M_s. Нагревание до температуры выше температуры окончания закалки (QT) может быть осуществлено, например, с помощью оборудования индукционного нагрева на прокатном стане для горячей прокатки.

Предпочтительно этап (7 или 9) перераспределяющей обработки осуществляют при температуре в диапазоне 250-500°C.

Этап 7, 9 перераспределяющей обработки предпочтительно осуществляют так, что средняя скорость охлаждения во время этапа 7, 9 перераспределяющей обработки меньше средней скорости охлаждения при охлаждении на воздухе при рассматриваемой температуре. Максимальная средняя скорость охлаждения во время этого этапа может быть, например, 0,2°C/с, то есть намного меньше скорости охлаждения при охлаждении на воздухе при рассматриваемой температуре (QT). Замедление скорости охлаждения может быть реализовано различными способами.

Согласно одному из вариантов осуществления, способ содержит этап охлаждения, который осуществляют после этапа 6 закалки и перед этапом 7, 9 перераспределяющей обработки. В этом варианте осуществления скорость охлаждения уменьшают путем скручивания в спираль полосы материала после этапа 6 закалки. Полученная спираль позволяет охлаждать сталь очень медленно, но в некоторых случаях предпочтительно использовать на спиралях также и термощиты для еще большего снижения скорости охлаждения. В таком случае этап 7, 9 перераспределяющей обработки осуществляют после того, как скручена спираль, и тогда он не отличается от этапа 8 конечного охлаждения.

Согласно одному варианту осуществления изобретения скорость охлаждения ограничивают с помощью термощитов, приложенных к горячекатаным стальным листам или пруткам.

Согласно одному из вариантов осуществления, этап 7, 9 перераспределяющей обработки осуществляют по существу при постоянной температуре. Это может быть реализовано, например, в печи.

Предпочтительно, чтобы этап 7 перераспределяющей обработки осуществляли в течение 10-100000 с, предпочтительно во временном интервале 600-10000 с, отсчитываемом после достижения температуры окончания закалки (QT).

Этап 8 охлаждения, естественно, выполняют после этапа 7, 9 перераспределяющей обработки. Это может быть свободное охлаждение на воздухе или принудительное охлаждение до комнатной температуры.

Способ позволяет получить конструкционную сталь с пределом текучести R_p0,2≥960 МПа, предпочтительно R_p0,2≥1000 МПа.

Согласно одному из вариантов осуществления, этап предварительной деформации осуществляют следом за этапом 7, 9 перераспределяющей обработки. Предварительное деформирование 0,01-0,02, следующее за этапом 7, 9 перераспределяющей обработки, может привести к получению конструкционной стали с пределом текучести Rp_0,2≥1200 МПа.

Предпочтительно, но не обязательно, что стальной сляб, также как и изделие из горячекатаной высокопрочной конструкционной стали, содержит железо и неизбежные примеси, и дополнительно содержит, по меньшей мере, следующие дополнительные элементы в массовых процентах: С: от 0,17 до 0,23%,

Si: от 1,4 до 2,0% или Si+Al: от 1,2 до 2,0%, где Si по меньшей мере 0,4% и Al по меньшей мере 0,1%, предпочтительно по меньшей мере 0,8%,

Mn: от 1,4 до 2,3%, и

Cr: от 0,4 до 2,0%.

Причины установления границ такого предпочтительного химического состава следующие:

Углерод, C, в указанном диапазоне необходим для достижения желаемого уровня прочности при значительной вязкости и свариваемости. Низкие уровни содержания углерода приведут к слишком низкой прочности, в то время как более высокие уровни его содержания ухудшают вязкость и свариваемость стали.

Как кремний Si, так и алюминий Al предотвращают образование карбида (а именно карбида железа, цементита) и способствуют перераспределению углерода от пересыщенного мартенсита к мелкодисперсному аустениту. Эти легирующие элементы помогают углероду оставаться в растворе в аустените во время и после перераспределяющей обработки 7, 9 путем торможения образования карбидов. Так как высокое содержание кремния может являться причиной плохого качества поверхности, возможна частичная замена кремния алюминием, Al, поскольку эффективность алюминия в стабилизации аустенита несколько хуже по сравнению с кремнием. Алюминий известен своей способностью повышать температуру превращений, следовательно, химический состав нуждается в тщательном контроле, чтобы предотвратить расширение межкритической области или индуцированное деформацией формирование феррита во время прокатки и/или последующего принудительного охлаждения. Вот почему стальной сляб, также как и горячекатаная высокопрочная конструкционная сталь, предпочтительно содержит, в массовых процентах, Si: от 1,4 до 2,0% или, альтернативно, Si+Al: от 1,2 до 2,0%, причем Si по меньшей мере 0,4% и Al по меньшей мере 0,1%, предпочтительно по меньшей мере 0,8%, в массовых процентах стального сляба или конструкционной стали. Такое определение содержит оба варианта осуществления, и первый основной (обозначенный как вариант осуществления с высоким содержанием Si), и второй основной (обозначенный как вариант осуществления с высоким содержанием Al).

Марганец, Mn, при содержании в определенном диапазоне, обеспечивает надлежащую прокаливаемость, способствуя формированию мартенсита во время закалки и предотвращая формирование бейнита или феррита. Вот почему нижний предел составляет 1,4%. Верхний предел содержания марганца равен 2,3% для предотвращения чрезмерной сегрегации и структурного расслоения, которые пагубно сказываются на ковкости.

Хром, Cr, при содержании в определенном диапазоне, также обеспечивает надлежащую прокаливаемость, способствуя формированию мартенсита во время закалки и предотвращая формирование бейнита или феррита. Вот почему нижний предел составляет 0,4%. Верхний предел равен 2,0%, чтобы предотвратить чрезмерную сегрегацию и структурное расслоение, которые пагубно сказываются на ковкости.

Согласно первому основному варианту осуществления (обозначенному как вариант осуществления с высоким содержанием Si), кремний, Si, необходим в количестве, по меньшей мере, 1,4% для предотвращения образования карбида и перераспределению углерода от пересыщенного мартенсита к мелкодисперсному аустениту. Высокая концентрация кремния помогает углероду оставаться в растворе в аустените во время и после перераспределяющей обработки 7, 9 путем сдерживания образования карбидов. Согласно указанному первому варианту осуществления (обозначенному как вариант осуществления с высоким содержанием Si) стальной сляб, также как горячекатаная высокопрочная конструкционная сталь, содержит железо и неизбежные примеси, а также по меньшей мере следующие элементы в массовых процентах: C: от 0,17 до 0,23%, Si: от 1,4 до 2,0%, Mn: от 1,4 до 2,3%, и Cr: от 0,4 до 2,0%.

Согласно второму основному варианту осуществления (обозначенному как вариант осуществления с высоким содержанием Al) стальной сляб, также как и горячекатаная высокопрочная конструкционная сталь, содержит железо и неизбежные примеси, а также по меньшей мере следующие элементы в массовых процентах:

C: от 0,17 до 0,23%,

Si+Al: от 1,2 до 2,0%, причем Si по меньшей мере 0,4% и Al по меньшей мере 0,1%, предпочтительно по меньшей мере 0,8%,

Mn: от 1,4 до 2,3%, Cr: от 0,4 до 2,0%, и

Мо: от 0 до 0,7%, предпочтительно от 0,1 до 0,7%.

Согласно предпочтительной реализации второго основного варианта осуществления (обозначенного как вариант осуществления с высоким содержанием Al) стальной сляб, также как и горячекатаная высокопрочная конструкционная сталь, содержит железо и неизбежные примеси, а также по меньшей мере следующие элементы в массовых процентах:

C: от 0,17 до 0,23%,

Si+Al: от 1,2 до 2,0%, причем Si от 0,4 до 1,2% и Al от 0,8 до 1,6%, наиболее предпочтительно Si от 0,4 до 0,7% и Al от 0,8 до 1,3%,

Mn: от 1,4 до 2,3%, Cr: от 0,4 до 2,0%, и

Mo: от 0 до 0,7%, предпочтительно от 0,1-0,7%.

Молибден, Mo, при содержании в определенном диапазоне, предпочтительно от 0,1 до 0,7%, сдерживает реакцию бейнита, тем самым улучшая прокаливаемость. Хотя Мо известен как элемент, способствующий образованию карбида с точки зрения термодинамики, однако благодаря сильному эффекту примесного торможения, в действительности осаждение карбида тормозится или останавливается при более низких температурах, таким образом, способствуя перераспределению углерода и стабилизации аустенита. Наряду с улучшением прочности и ковкости сталей, в действительности это может инициировать возможность снижения требуемого уровня кремния.

Безотносительно к тому, как выполняют перераспределение углерода, предпочтительно, чтобы состав стали обеспечивал в дальнейшем подходящую прокаливаемость.

Прокаливаемость может быть определена различными способами. Здесь прокаливаемость может быть обозначена как DI, где DI - показатель прокаливаемости, вычисляемый согласно стандарту ASTM А255-89 по следующей формуле:

где содержание легирующих элементов задано в массовых процентах, a DI в мм.

В одном из вариантов осуществления горячую прокатку осуществляют таким образом, что толщина горячекатаной стали составляет от 3 до 20 мм, предпочтительно от 3 до 11 мм, а стальной сляб, также как и горячекатаная высокопрочная конструкционная сталь, содержит в массовых процентах такой состав легирующих компонентов, что показатель прокаливаемости DI, рассчитанный по формуле (1), превышает 70 мм. Это обеспечивает хорошую прокаливаемость, в особенности для изделий в виде полос или листов с толщиной от 3 до 11 мм без нежелательного образования бейнита.

В таблице 1 представлен ранее упоминавшийся диапа