Способ производства толстолистового низколегированного штрипса

Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано при изготовлении толстых листов и штрипсов с применением контролируемой прокатки. Для повышения прочностных и пластических характеристик штрипса непрерывнолитую заготовку, полученную из стали, содержащей, мас.%: С=0,03-0,10; Mn=1,6-2,0; Si=0,15-0,35; Ni=0,30-0,60; Мо=0,25-0,45; Cr≤0,15; Cu=0,1-0,4; Nb=0,03-0,07; Ti≤0,03; V≤0,035; остальное - железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,05%, имеющую коэффициент трещиностойкости Рсм менее 0,25%, размер действительного зерна феррита, не превышающий 15 мкм, подвергают черновой и чистовой прокатке. Черновую прокатку ведут при температуре не ниже 950°С со степенью обжатия за проход не менее 10%, за исключением последнего прохода, до толщины промежуточной заготовки 80-140 мм, затем охлаждают до 820-850°С. После чистовой прокатки штрипс ускоренно охлаждают до 560-640°С, осуществляют правку при температуре не менее 350°С, затем ведут замедленное охлаждение до температуры не выше 100°С. 2 з.п. ф-лы, 1 пр.

 

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листового проката на реверсивном толстолистовом стане, и может быть использовано при изготовлении толстых листов и штрипса из низколегированных сталей с применением контролируемой прокатки.

Известен способ производства толстых стальных листов, включающий нагрев сляба до температуры аустенизации 1200±20°С и его черновую прокатку до промежуточной толщины раската 70 мм с температурой конца деформации 900°С. Затем предусмотрена транспортировка раската в зону охлаждения вне линии прокатки и его охлаждение на воздухе до температуры ниже 800°С. После охлаждения раската проводят его чистовую прокатку до конечной толщины с температурой конца деформации 730°С и охлаждают в естественных условиях полученный лист до температуры окружающей среды [1].

Однако толстый лист, полученный согласно известному способу, характеризуется сравнительно низким уровнем механических свойств, в особенности ударной вязкости при отрицательных температурах. Это связано с низкой скоростью охлаждения в естественных условиях полученного листа от температуры конца прокатки до температуры окружающей среды.

Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий получение заготовки из низколегированной стали, со следующим соотношением элементов, мас.%: С=0,04-0,1; Мп=1,60-1,90; Si=0,15-0,35; V+Nb+Ti=0,05-0,25; Mo+Cr=0,20-0,60; Cu+Ni=0,40-0,70; железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,03% - остальное. Способ предусматривает аустенизацию заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки установленной толщины, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса (листа) до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение [2].

К недостаткам данного способа можно отнести то, что получаемый при его использовании толстолистовой низколегированный штрипс обладает недостаточно высокой хладостойкостью, в части работы удара KV_-40 при низких температурах. Кроме того, в ряде случаев наблюдаются низкие значения предела текучести. Для получения высокопрочного штрипса необходимо поднять средние значения предела текучести и предела прочности, а также обеспечить выполнение специальных требований по KV_-40 и относительному удлинению.

Технический результат изобретения - получение высокопрочного штрипса с повышенными значениями пластических характеристик (работы удара KV_-40 и относительного удлинения).

Технический результат достигается тем, что в способе производства толстолистового низколегированного штрипса, включающем аустенизацию непрерывнолитой заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, согласно предложенному техническому решению непрерывнолитую заготовку изготавливают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С=0,03-0,10; Мn=1,6-2,0; Si-0,15-0,35; Ni=0,30-0,60; Mo=0,25-0,45; Cr≤0,15; Cu=0,1-0,4; Nb=0.03-0.07; Ti≤0,03; V≤0,035; остальное - железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,05%, при этом коэффициент трещиностойкости готового штрипса Р_см составляет менее 0,25%, а размер действительного зерна феррита не превышает 15 мкм, причем температуру начала черновой прокатки устанавливают не ниже 950°С, черновую прокатку осуществляют со степенью обжатия за проход не менее 10%, за исключением последнего прохода, до толщины промежуточной заготовки 80-140 мм, при этом последующее охлаждение промежуточной заготовки на воздухе перед чистовой прокаткой производят до 820-850°С, а ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки завершают при температуре 560-640°С, после чего производят правку штрипса при температуре не менее 350°С.

Кроме того, для повышения эффективности способа, после замедленного охлаждения полученного штрипса до температуры не выше 100°С выполняют его дополнительную правку.

Помимо этого, в случае необходимости, после замедленного охлаждения полученного штрипса производят его дополнительную термообработку, при этом штрипс помещают в печь, предварительно нагретую до 150-300°С, и выдерживают при этой температуре 1-5 часов с последующим охлаждением на воздухе.

Сущность изобретения состоит в следующем.

Сначала изготавливают непрерывнолитую заготовку из стали с заданным химическим составом. Композиция легирования включает в себя легирующие элементы, как расширяющие γ-область, так и сужающие ее. В целом приведенное содержание элементов обеспечивает необходимый фазовый состав и величину коэффициента трещиностойкости, а также механические свойства штрипса при реализации предлагаемых технологических режимов.

В первую группу легирующих элементов входят элементы, расширяющие γ-область и образующие с железом новые фазы. К ним относятся углерод и медь. Содержание углерода в низколегированной стали предложенного состава определяет ее прочность, кроме того, при выплавке стали растворенный углерод оказывает решающее влияние на качество металла, так как вследствие большего сродства к кислороду он реагирует с последним активнее, чем железо, и поэтому в основном определяет усвоение кислорода сталью. Снижение содержания углерода менее 0,03% приводит к падению прочности штрипса ниже допустимого уровня. Увеличение содержания углерода более 0,1% сопровождается ухудшением пластических и вязкостных свойств штрипса, приводит к их неравномерности из-за ликвации. Кроме того, увеличение содержания углерода оказывает негативное влияние на свариваемость при изготовлении трубы из штрипса вследствие развития явлений подкаливания вблизи сварного шва. Вторым элементом данной группы является медь вследствие сходства систем железо-углерод и железо-медь. Так же как и в первом случае, с увеличением содержания меди прочность материала существенно возрастает. Кроме того, медь положительно влияет на прокаливаемость материала и коррозионную стойкость в атмосфере. Растворимость меди в железе при комнатной температуре значительно превосходит растворимость углерода и составляет около 0,1%. При охлаждении из пересыщенного α-твердого раствора, т.е. при содержании меди превышающем указанное значение, выделяется избыточно растворенная медь, что дает дополнительное упрочнение материала за счет дисперсионного твердения. Однако снижение содержания меди менее 0,1% не позволяет обеспечить этот эффект. Основной причиной ограниченного применения меди в стали, несмотря на рассмотренные выше положительные эффекты, является склонность медистых сталей к образованию поверхностных трещин при горячей обработке давлением. Можно также отметить, что увеличение содержания меди неблагоприятно сказывается на свариваемости стали. Увеличение содержания меди свыше 0,4% в низколегированных сталях не приводит к существенному изменению свойств, но при этом заметно увеличивает себестоимость штрипса.

Ко второй группе легирующих элементов относятся марганец и никель, они также расширяют γ-область, но при этом неограниченно растворимы в твердом растворе. В низколегированной штрипсовой стали добавки марганца способствуют твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению хладостойкости и коррозионной стойкости готового проката. Содержания марганца менее 1,6% недостаточно, чтобы обеспечить получение требуемого комплекса прочностных свойств, а превышение значения 2,0% приводит к необоснованному расходу дорогостоящих легирующих компонентов. Никель, так же как и марганец, принадлежит к элементам, образующим с железом непрерывный ряд твердых растворов замещения. Никель в количестве 0,3-0,6% способствует твердорастворному упрочнению металла и, соответственно, повышению хладостойкости и прочности, при дальнейшем увеличении концентрации свыше 0,6% не наблюдается существенного повышения механических свойств, но заметен рост расходов на легирование.

К третьей группе легирующих относятся элементы, сужающие γ-область, это Si, Ti, V, Nb, Cr, Mo. Кремний в разработанной композиции легирования скорее является технологическим элементом, при содержании кремния менее 0,15% ухудшается раскисленность стали, снижается прочность штрипсов. Увеличение содержания кремния более 0,35% приводит к возрастанию количества силикатных включений, снижает ударную вязкость металла. Остальные легирующие являются мощными карбидо- и карбонитридообразующими элементами. Введение в состав стали Nb=0,03-0,07%, Ti≤0,03% и V≤0,035% способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры стали при ускоренном охлаждении прокатанных штрипсов, обеспечивающей сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Ниобий применяют не только для дисперсного упрочнения стали, но и для эффективного повышения ее прочности и вязкости за счет измельчения зерен. Ванадий в меньшей степени, чем ниобий, способствует измельчению зерна. Тормозящее действие ванадия на процесс рекристаллизации наблюдается лишь при низких температурах. Титан является одной из наиболее эффективных микролегирующих добавок в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Мелкодисперсные карбиды и карбонитриды ниобия, ванадия и титана препятствуют росту зерна аустенита в ходе нагрева.

Содержание молибдена в пределах от 0,25 до 0,45% обеспечивает получение прочностных характеристик, повышает коррозионную стойкость штрипса, однако увеличение его содержания свыше приведенных значений не сопровождается дальнейшим повышением качества металла, а лишь увеличивает расходы на легирование, что нецелесообразно. Кроме того, содержание молибдена более 0,45% негативно сказывается на свариваемости сталей. При этом содержание молибдена менее 0,25% недостаточно для эффективного воздействия на показатели качества готовой продукции. Однако применение карбидо- и карбонитридообразующих элементов ограничено тем, что содержание углерода в стали составляет С=0,03-0,10% и превышение оптимальных соотношений приводит к выпадению легирующих элементов в качестве частиц, некогерентных матрице. Это в свою очередь существенно снижает вязкость материала и его коррозионную стойкость.

Наличие хрома в количестве не более 0,15% способствует повышению коррозионной стойкости штрипса. В рамках заданной концентрации хром не оказывает вредного влияния на свариваемость штрипсов при производстве труб, однако расширяет возможности использования металлического лома при выплавке, что удешевляет производство штрипсового проката. В то же время дальнейшее увеличение его содержания представляется нецелесообразным.

В рамках предложенного химического состава устанавливают значения коэффициента трещиностойкости Р_см менее 0,25%, что позволяет избежать появления холодных трещин в процессе сварки труб из полученного штрипса. Коэффициент трещиностойкости рассчитывают по формуле: P_cм=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60++Мо/15+V/10, мас.%.

Для получения высокопрочного штрипса с повышенными значениями пластических характеристик (работы удара KV_-40 и относительного удлинения) необходимо получение равномерной и мелкодисперсной структуры, причем размер действительного зерна феррита не должен превышать 15 мкм (номер зерна G 9 по ГОСТ 5639). Такие жесткие требования связаны с тем, что измельчение зерна в разы повышает энергию, требуемую для проскока хрупкой трещины. Кроме того, измельчение зерна благоприятно сказывается на прочностных и вязкостных свойствах материала.

Непрерывнолитую заготовку, химический состав которой соответствует представленной выше концепции легирования, нагревают в печи, до равномерного распределения температуры по всему объему металла. Затем проводят черновую прокатку, причем температуру ее начала устанавливают не ниже 950°С, а степень обжатия за проход задают не менее 10%, кроме последнего прохода. Такие температуры и степени обжатия позволяют, избегая предельных нагрузок на оборудование, наилучшим образом измельчать зерно аустенита во время многопроходной черновой прокатки. Эту стадию деформации завершают по достижении толщины промежуточной заготовки 80-140 мм, после чего производят охлаждение на воздухе (подстуживание) этой заготовки. Охлаждение на воздухе промежуточной заготовки заданной толщины после черновой прокатки необходимо, чтобы избежать ее чистовой прокатки в неблагоприятном температурном диапазоне.

Упрочнение толстолистовой стали в процессе чистовой многопроходной прокатки в двухфазной области с затрудненной рекристаллизацией аустенита характеризуется тем, что в первых проходах наиболее интенсивно упрочняются поверхностные слои непрерывнолитой заготовки, в которых деформация максимальна. По мере упрочнения поверхностных слоев деформация начинает проникать вглубь и охватывает всю толщину раската. При этом, за счет высокой температуры начала чистовой стадии, составляющей 820-850°С, удается в полной мере использовать динамическую рекристаллизацию для измельчения зерна, а также сократить время подстуживания, увеличив производительность.

Ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки, заканчивающейся в районе критической точки Аr₃, проводят до температуры 560-640°С. Микроструктура толстолистового низколегированного штрипса, характерная для такого режима охлаждения, состоит из смеси глобулярного бейнита и игольчатого феррита. Штрипс получает высокую прочность, обеспечиваемую бейнитом, и отличается пластичностью и вязкостью за счет доли игольчатого феррита в структуре.

Правку штрипса проводят непосредственно после прохождения им установки ускоренного контролируемого охлаждения, причем температура правки должна быть не ниже 350°С. За счет высокой пластичности металла при заданной температуре обеспечивается требуемая плоскостность штрипса, а нагрузки на рабочие валки роликоправильной машины не превышают допустимые значения. После завершения правки производят замедленное охлаждение проката для стабилизации свойств толстолистовой стали и снятия остаточных внутренних напряжений.

В ходе замедленного охлаждения возможно коробление штрипса с искажением его геометрии. В этом случае после завершения замедленного охлаждения проводят дополнительную правку штрипса при температуре не выше 100°С. В области низких температур пластичность материала возрастает на 4-7%, что облегчает деформацию штрипса при правке в роликоправильной машине и позволяет обеспечить требуемую плоскостность.

В ряде случаев для повышения пластических свойств готового штрипса за счет снижения остаточных внутренних напряжений целесообразно применение дополнительной термообработки. Проведенные исследования показали, что длительная выдержка штрипса в температурном диапазоне 150-300°С позволяет улучшать механические свойства материала и повышать их стабильность во времени. При этом происходит «мягкое» снижение внутренних напряжений, а также выделение избыточных элементов по всему объему материала. Для этого штрипс помещают в печь, предварительно нагретую до 150-300°С, и выдерживают при этой температуре 1-5 часов с последующим охлаждением на воздухе. При такой термообработке происходит снижение плотности дислокации и снятие внутренних напряжений между отдельными структурными блоками (релаксация внутренних напряжений). Соответственно устраняются проявления наклепа и повышается пластические характеристики готового штрипса. Кроме того, при заданной термообработке по границам и телу зерна происходит выпадение чрезвычайно мелких карбидов и карбонитридов за счет легирования стали такими элементами, как Ti, V, Nb, а за счет легирования Cu происходит выделение избыточных частиц меди из твердого раствора. Это приводит к повышению предела текучести штрипса.

Таким образом, полное использование ресурса свойств, соответствующего низколегированной стали данного химического состава, обеспечивается предлагаемым деформационно-термическим режимом производства штрипса. Предложенное техническое решение направлено на получение оптимального фазового бейнито-ферритного состава и морфологии фаз, а также измельчение зерен микроструктуры, упрочнение твердого раствора, дисперсионное твердение, дислокационное и текстурное упрочнение. Кроме того, рассмотренная технология производства обеспечивает соответствие допустимым значениям нагрузок на оборудование при прокатке и правке толстолистового штрипса.

Применение способа поясняется примером его реализации при производстве штрипса размером 15×3756×12000 мм (после резки в меру) на стане 5000. Изготавливают непрерывнолитые заготовки из стали, содержащей, мас.%: С=0,08; Mn=1,90; Si=0,33; Ni=0,55; Nb=0,065; Cr=0,12; Mo=0,40; Cu=0,35; Ti=0,024; V=0,027; остальное - железо и примеси менее 0,05%. При этом коэффициент трещиностойкости составляет Р_СМ=0,25%, т.е. соответствует заявленным значениям. Следует также отметить, что выплавленная сталь указанного состава содержит в виде примесей не более 0,008% фосфора, не более 0,003% серы и не более 0,010% азота. При приведенных концентрациях эти элементы не оказывают заметного негативного воздействия на качество штрипсов, тогда как их удаление из расплава существенно повышает затраты на производство и усложняет технологический процесс.

Аустенизацию непрерывнолитой заготовки указанного химического состава сечениием 315×2000 мм производят в методической печи с равномерным распределением температуры по всему телу заготовки и полным растворением дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц. Черновую прокатку на реверсивном толстолистовом стане 5000 начинают при температуре 990°С. При этом минимальное обжатие за проход устанавливают 11,5%. Черновую прокатку завершают при толщине промежуточной заготовки 105 мм, после чего проводят охлаждение последней на воздухе, в ходе ее возвратно-поступательного перемещения на свободном участке рольганга стана 5000.

Чистовую прокатку начинают при температуре промежуточной заготовки 845°С. С максимально возможными степенями обжатия за проход, допустимыми для данного стана. Непосредственно после завершения чистовой прокатки полученный штрипс подвергают ускоренному водяному охлаждению до температуры 635°C с последующей правкой на роликоправильной машине при среднемассовой температуре 450°С. Ускоренное охлаждение обеспечивает повышение дисперсности структурных составляющих. После проведения ускоренного охлаждения штрипсы складывают в пакеты и оставляют для замедленного охлаждения на воздухе в естественных условиях. Затем проводят дополнительную правку штрипсов при температуре 70-80°С для устранения их коробления, возникающего при охлаждении в пакетах.

Проведенные микроструктурные исследования полученного штрипса показывают, что размер зерен феррита составляет 2,7-4 мкм, что соответствует номерам зерна G 13-14 по ГОСТ 5639, т.е. соответствует требованиям и обеспечивает требуемую величину работы удара KV_-40.

После проведения испытаний механических свойств на некоторых штрипсах опытной партии, температура конца охлаждения которых составляла порядка 560-570°С, было выявлено низкое относительное удлинение, составляющее δ=16,5-17,0%. Для повышения пластичности этих штрипсов использовали дополнительную термообработку. Их выдерживали в печи при температуре 200°С в течение 5 часов с последующим охлаждением на воздухе. Указанная термическая обработка позволила повысить пластичность на данных штрипсах до δ=18-19%, не оказывая при этом негативного влияния на прочностные свойства стали.

Механические свойства определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских пропорциональных полнотолщинных образцах по ГОСТ 1497, а работу удара - на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454 при температуре -40°С. Испытания ИПГ проводили на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 30456 при температуре -20°С. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σ_в=700-720 Н/мм²; предел текучести σ=640-660 Н/мм²; относительное удлинение δ=18,5-20,0%; работа удара KV_-40=280-330 Дж, процент волокна в изломе образцов ИПГ составил 80-85%. Указанный уровень механических свойств соответствует требованиям, предъявляемым к качеству высокопрочного штрипса.

Оптимальные параметры реализации способа были определены с использованием методов моделирования, а также эмпирическим путем с проведением промышленных экспериментов.

Опытным путем определено, что черновую прокатку нецелесообразно начинать при температуре ниже 950°С, поскольку в этом случае можно ожидать существенного торможения процессов рекристаллизации, что будет препятствовать интенсивному дроблению аустенитных зерен перед чистовой прокаткой и негативно отразится на уровне механических свойств. Снижение этой температуры также может сопровождаться ухудшением пластичности металла и приводить к появлению прокатных дефектов на поверхности листа.

Экспериментально установлено, что величина обжатий менее 10% за проход при черновой прокатке не обеспечивает требуемого уровня измельчения зерен аустенита. Поскольку при высоких температурах процессы рекристаллизации в низколегированных штрипсовых сталях протекают достаточно интенсивно, то при малом количестве зародышей зерна успевают вырасти до сравнительно больших размеров. В то же время деформация с большими обжатиями активирует рекристаллизационные процессы, существенно увеличивая количество центров зарождения новых зерен.

Очевидно, что снижение толщины промежуточной заготовки при подстуживании позволяет увеличить производительность изготовления штрипсов, поскольку, чем тоньше промежуточная заготовка, тем быстрее будет происходить ее охлаждение до заданной температуры начала чистовой прокатки. Однако при толщине промежуточной заготовки менее 80 мм не удается обеспечить достаточную степень проработки ее сечения в ходе низкотемпературной чистовой прокатки, чтобы получить требуемую прочность готового штрипса. Увеличение толщины промежуточной заготовки при подстуживании до величины более 140 мм характеризуется сравнительно низкой производительностью и нецелесообразно при производстве высокопрочного штрипса рассматриваемого сортамента.

Экспериментально определено, что при охлаждении промежуточной заготовки установленного размера в ходе подстуживания до температуры выше 850°С не удается достигнуть требуемой степени измельчения микроструктуры в процессе чистовой прокатки. Это приводит к снижению комплекса механических свойств толстолистового штрипса в горячекатаном состоянии. В то же время после подстуживания до температуры менее 820°С нагрузка на оборудование увеличивается по причине снижения пластичности материала, что не позволяет увеличить относительные обжатия при прокатке и в конечном счете получить требуемую прочность штрипса.

Увеличение температуры конца ускоренного охлаждения до температуры свыше 640°С не обеспечивает полного протекания фазовых превращений и сопровождается образованием крупных полигональных зерен феррита размером >15 мкм, снижающих прочность и вязкость. В то же время охлаждение до температуры ниже 560°С связано с появлением в структуре металла игл нижнего бейнита, повышающих прочность штрипса, но имеющих низкую пластичность.

Моделирование процессов правки, а также эксперименты по определению прочности рассматриваемого штрипса при различной температуре показали, что в температурном диапазоне от 350 до 100°С для данного материала характерно высокое сопротивление деформации и низкие пластические свойства. Такое поведение низколегированных сталей связано с процессами выпадения избыточных легирующих элементов и мелких карбидов и карбонитридов. Повышение сопротивления деформации сопровождается существенным увеличением нагрузки на валки листоправильной машины. По этой причине первичную правку штрипса проводят при температуре выше 350°С, а дополнительную правку, в случае коробления штрипса после замедленного охлаждения в стопе, проводят при температурах ниже 100°С. Это позволяет избежать перегрузок листоправильного оборудования.

Если при проведении дополнительной термообработки штрипс помещают в печь, предварительно нагретую до температуры ниже 150°С, то даже при максимальном времени выдержки внутренние напряжения в металле не устраняются и пластические характеристики не повышаются. В то же время нагрев выше 300°С интенсифицирует процессы карбидообразования в основном на границах зерен, что может приводить к появлению расслоений при проведении механических испытаний. При времени выдержки в печи менее 1 часа внутренние напряжения не успевают релаксироваться, что не позволяет получить требуемый уровень механических свойств. Соответственно, при выдержке штрипса в печи более 5 часов обеспечивается полная релаксация внутренних напряжений, но существенно снижается производительность процесса.

Как следует из приведенного анализа, при реализации предложенного технического решения требуемое качество штрипсового проката для труб большого диаметра достигается за счет выбора наиболее рациональных технологических режимов и химического состава стали. Кроме того, разработанная технология исключает возможность перегрузки деформационного оборудования. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы не всегда удается обеспечить полученние штрипса с высоким уровнем прочностных и вязкостных свойств. Таким образом, полученные данные подтверждают правильность рекомендаций по выбору допустимых значений технологических параметров предложенного способа производства низколегированного штрипса для магистральных труб.

Технико-экономические преимущества рассматриваемого изобретения состоят в том, что предложенные температурно-деформационные режимы производства позволяют в наибольшей степени использовать все механизмы упрочнения низколегированной стали данного химсостава: измельчение зерен микроструктуры, дислокационное упрочнение, дисперсионное твердение. Использование предложенного способа обеспечивает производство высокопрочного штрипса толщиной не более 25 мм.

Литература

1. Заявка №59-61504 (Япония), МПК В21В 1/38; В21В 1/22, 1984.

2. Патент РФ №2393238, МПК С21D 8/02, С22С 38/38, 2010.

1. Способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий аустенизацию непрерывнолитой заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, отличающийся тем, что непрерывнолитую заготовку изготавливают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%:

углерод	0,03-0,10
марганец	1,6-2,0
кремний	0,15-0,35
никель	0,30-0,60
молибден	0,25-0,45
хром	не более 0,15
медь	0,1-0,4
ниобий	0,03-0,07
титан	не более 0,03
ванадий	не более 0,035
железо и примеси с содержанием каждого
элемента примеси менее 0,05%	остальное,

при этом коэффициент трещиностойкости готового штрипса Р_СМ составляет менее 0,25%, а размер действительного зерна феррита не превышает 15 мкм, температуру начала черновой прокатки устанавливают не ниже 950°С, черновую прокатку осуществляют со степенью обжатия за проход не менее 10%, за исключением последнего прохода, до толщины промежуточной заготовки 80-140 мм, последующее охлаждение промежуточной заготовки производят до температуры 820-850°С, ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки завершают при температуре 560-640°С, после чего производят правку штрипса при температуре не менее 350°С.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что после замедленного охлаждения полученного штрипса выполняют его дополнительную правку при температуре не выше 100°С.

3. Способ по любому из пп.1 и 2, отличающийся тем, что после замедленного охлаждения полученного штрипса производят его дополнительную термообработку, при этом штрипс помещают в печь, предварительно нагретую до 150-300°С, и выдерживают при этой температуре 1-5 ч с последующим охлаждением на воздухе.