CN107779750B - 一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法 - Google Patents

一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107779750B
CN107779750B CN201711043159.1A CN201711043159A CN107779750B CN 107779750 B CN107779750 B CN 107779750B CN 201711043159 A CN201711043159 A CN 201711043159A CN 107779750 B CN107779750 B CN 107779750B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolling
steel plate
temperature
percent
vanadium
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Active
Application number
CN201711043159.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107779750A (zh
Inventor
王瑞珍
潘涛
陈雪慧
师仲然
苏航
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd
Central Iron and Steel Research Institute
Original Assignee
Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd
Central Iron and Steel Research Institute
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 Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd, Central Iron and Steel Research Institute filed Critical Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd
Priority to CN201711043159.1A priority Critical patent/CN107779750B/zh
Publication of CN107779750A publication Critical patent/CN107779750A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107779750B publication Critical patent/CN107779750B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C21D1/28—Normalising
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

一种低合金高强度压力容器钢板，所述钢板的成分以重量百分比计为：C：0.14％～0.19％；Si：0.30％～0.40％；Mn：1.40％～1.75％；S：≤0.015％；P：≤0.015％；Mo：0.40％～0.60％；V：0.09％～0.16％；N：0.012％～0.022％；余量为Fe和不可避免的杂质元素，本发明还提供一种所述钢板的制备方法。本发明采用钒氮复合微合金化技术，钒、氮的合理配比，优化合金元素含量，结合与之相匹配的控制轧制控制冷却工艺，充分发挥钒氮复合微合金化促进形成针状铁素体细化组织和析出强化的作用，提高压力容器钢的强度和韧性。本发明钢板的生产工艺简单，对生产设备要求不高，钢板无需回火或调质处理，能够降低生产成本。

Description

一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法
技术领域
本发明涉及压力容器钢板领域，尤其是一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法。
背景技术
压力容器钢板，广泛用于石油、石化、化工、能源、交通等领域，在要求具有一定强度的同时，更要保证足够的塑性和韧性。国内目前使用最广泛的容器钢板是16Mn系列，通用压力容器用钢板主力钢号仍然是Q345R，其前身是16MnR，主要用于低中压和常温压力容器，强度等级一直保持在345MPa。国外相继发展了强度等级在420MPa和460MPa的正火态或热轧态通用压力容器用钢，如JIS体系的SPV450、SPV490，EN标准的P420M，P460M等，显然我国的主力钢种强度级别偏低。更高强度等级的压力容器用钢采用调质处理，国内目前纳入标准的最高强度级别为490MPa级，而日本、欧洲、美国均已经应用到690MPa级以上的牌号。
中国专利申请号：201010622957.1公开了“一种为钒钛复合处理锅炉和压力容器用钢及其制造方法”，通过钒钛复合处理提高力学性能，但是其制造的是Q345R级别容器钢，强度等级较低。中国专利申请号：201310083417.4公开了“一种压力容器钢18MnMoNbR及其100mm厚度板生产工艺”，该技术需要在轧后进行复杂的热处理，生产成本高，技术难度大。
发明内容
鉴于以上分析，针对现有方案中的不足，本发明旨在提供一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法，采用钒氮复合微合金化技术，钒、氮的合理配比，优化合金元素含量，结合与之相匹配的控制轧制控制冷却工艺，充分发挥钒氮复合微合金化促进形成针状铁素体细化组织和析出强化的作用，提高压力容器钢的强度和韧性。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
一种低合金高强度压力容器钢板，所述钢板的成分以重量百分比计为：C：0.14％～0.19％；Si：0.30％～0.40％；Mn：1.40％～1.75％；S：≤0.015％；P：≤0.015％；Mo：0.40％～0.60％；V：0.09％～0.16％；N：0.012％～0.022％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步地，所述钢板中V的含量为0.11～0.14％。
进一步地，所述钢板中N的含量为0.012～0.016％或0.017～0.019％。
进一步地，所述钢板组织为针状铁素体与粒状贝氏体的混合组织，屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥800MPa，延伸率≥20％，0℃时的夏比冲击功KV2≥100J。
本发明还提供一种所述低合金高强度压力容器钢板的制备方法，冷却至600℃以下的铸坯重新加热开始热轧，经过粗轧→精轧→终轧工艺后，以3℃/s以下的速度冷却至810～760℃，再以3～10℃/s的速度冷却至490～540℃，然后空冷。
进一步地，铸坯加热至氮化钒全固溶温度以上20～80℃后开始热轧。
进一步地，粗轧阶段总变形量高于40％，道次变形量大于15％；精轧温度范围为970～830℃，精轧阶段总变形量高于55％，道次变形量大于15％。
进一步地，终轧温度为870～880℃，终轧后以1～3℃/s的冷速冷至790～770℃，再以5～8℃/s的速度冷却至510～530℃。
进一步地，终轧温度为855～865℃，终轧后以1～3℃/s的冷速冷至790～770℃轧后，再以5～8℃/s的冷速冷却490～520℃。
进一步地，所述方法还包括正火工艺，热轧钢板在完全奥氏体化临界温度以上10～50℃内正火处理，然后以高于0.5℃/s的速度进行冷却。
本发明采用低碳-锰-钼的基本成分体系，添加钒并增加氮含量的成分设计，基于以下原理：
碳起固溶强化作用，能显著提高钢的强度，但是降低韧性，且碳含量提高，使焊接性能恶化。因此，将碳含量控制在0.14～0.19％的范围内。
锰有固溶强化作用，扩大奥氏体相区，降低奥氏体相变温度，促进针状铁素体、贝氏体等组织的形成，细化铁素体晶粒，有利于提高钢的强度级别和低温韧性水平。同时，过高的锰易形成中心偏析，降低钢板韧性，且锰显著增加碳当量和裂纹敏感性指数，使焊接性能恶化。因此，将锰含量控制在1.40～1.75％。
钼促进贝氏体转变，降低贝氏体转变开始点Bs，从而有利于贝氏体铁素体的细化。钼元素含量过低，其促进贝氏体型组织转变的作用不足，在所述工艺条件下钢板不能获得贝氏体型组织；Mo含量过高，导致焊接性下降，成本增加。因此，在钢中添加适量的钼元素，在0.40～0.60％。
钒是钢中溶解度最大的微合金元素，无论在热轧条件下还是在正火条件下都能产生显著的沉淀强化作用。在本发明中，钒高于0.09％，以保证钒/氮比值高于氮化钒的理想化学配比，一方面，在热轧精轧温度范围内，有利于氮化钒粒子在奥氏体中析出，且在奥氏体相变过程中，成为针状铁素体的有效形核核心，细化钢板组织。另一方面，通过析出氮化钒，可以控制钢中的自由氮含量在低水平。钒含量过高，会有大量钒固溶于钢中，降低钢板焊接性能，同时增加成本。钒含量控制在0.09～0.16％。
氮在钒微合金钢中有着重要作用。增加氮含量，在热轧精轧温度范围内，可以增加VN粒子在奥氏体内的析出数量，缩短VN粒子的析出时间，这些析出物一方面能够钉扎晶界，抑制奥氏体长大，另一方面它们可以作为针状铁素体的形核核心，促进晶内铁素体相变，得到针状铁素体，细化钢板组织，提高钢板韧性。氮含量过高，氮不能完全结合于钒而部分固溶于钢中，降低钢板韧性和焊接性能。将氮含量控制在0.012～0.022％。
控制轧制控制冷却工艺的基本原理如下：
将板坯重新加热到氮化钒全固溶临界温度以上20～80℃的区间内，控制加热温度下限的目的是使钒、氮元素完全固溶与奥氏体中，以促进热轧精轧阶段氮化钒粒子析出，控制加热温度上限的目的是避免奥氏体晶粒过于粗化。
粗轧阶段在再结晶温度以上进行，粗轧阶段总变形量在40％以上，道次变形量大于15％，以获得完全再结晶的均匀细小的奥氏体晶粒组织。
精轧温度范围在940～830℃之间，处于奥氏体中VN显著析出的温度区间，尤其是终轧温度控制在VN析出“鼻尖”温度附近。VN析出“鼻尖”温度与钢中钒、氮含量有关，钒、氮含量愈高，且接近VN理想化学配比，则愈有利于VN的析出；轧制时变形量增加，VN析出的数量增加和析出速度加快，因此控制精轧阶段总变形量高于55％。终轧道次变形量大于15％，有利于细化热轧钢板组织。
终轧后以小于3℃/s的速度冷至810～760℃，以使VN粒子有时间进一步在奥氏体中析出；再以3～8℃/s的冷速冷至贝氏体相变区域540～490℃，然后空冷，得到针状铁素体与粒状贝氏体的混合组织。冷却速度过高或过低，均不利于针状体素体组织的获得，导致组织细化效果减弱，钢板韧性下降。
采用上述方法制备的热轧钢板在完全奥氏体化温度以上10～50℃温度范围内正火处理，然后以高于0.5℃/s的速度进行冷却。热轧钢板进行进一步的正火处理，能够满足用户要求压力容器钢板以正火态供货条件的要求。控制正火温度下限的目的是使钢板组织完全奥氏体化，控制正火温度上限是为了使热轧钢板中那些在轧制过程奥氏体内析出的粒子保持未溶解或不完全溶解状态，一方面它们可以抑制奥氏体晶粒长大，另一方面，这些粒子在正火冷却过程中可以作为针状铁素体的有效形核核心，促进针状铁素体形成，细化正火钢板组织，使钢板韧性进一步提高。以高于0.5℃/s的速度进行冷却，则可以保证正火钢板组织为针状铁素体和粒状贝氏体组织。热轧钢板进行正火处理后，是具有屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥800MPa，延伸率≥20％，夏比冲击功KV2(0℃)≥100J的高强度压力容器钢板。
本发明有益效果如下：
本发明提供一种低碳-锰-钼的基本成分体系、以钒、氮为主要强韧化元素的压力容器钢板及其制备方法，采用钒、氮复合，结合控制轧制与控制冷却工艺，通过控制氮化钒在奥氏体内析出，从而促进形成针状铁素体细化组织来改善钢的力学性能，尤其是提高韧性，在热轧及正火条件下得到综合力学性能优异的高强度压力容器用钢板。本发明生产工艺简单，对生产设备要求不高，钢板无需回火或调质处理，能够降低生产成本。本发明采用钒氮复合微合金化技术，钒、氮的合理配比，优化合金元素含量，结合与之相匹配的控制轧制控制冷却工艺，充分发挥钒氮复合微合金化促进形成针状铁素体细化组织和析出强化的作用，提高压力容器钢的强度和韧性。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及权利要求书中所特别指出的结构来实现和获得。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步说明。
实施例1
一种低合金高强度压力容器钢板，化学成分以重量百分比计为：碳：0.14～0.19％；硅：0.30～0.40％；锰：1.40～1.75％；硫：≤0.015％；磷：≤0.015％；钼：0.40～0.60％；钒：0.09～0.16％；氮：0.012～0.022％，其余为铁和不可避免的杂质。按上述成分冶炼并制成板坯，冷却至600℃以下，将板坯重新加热到氮化钒全固溶温度以上20～80℃的区间，使板坯完全透热后开始热轧。热轧包括粗轧、精轧和终轧工艺，其中，粗轧阶段在再结晶温度以上进行，粗轧阶段总变形量高于40％，道次变形量大于15％；精轧温度范围在970～830℃之间，精轧阶段总变形量高于55％，道次变形量大于15％；终轧后以小于3℃/s的速度冷至810～760℃，以3～10℃/s的冷速加速冷却到490～540℃，然后空冷。终轧工艺结束后，热轧钢板在完全奥氏体化临界温度以上10～50℃温度范围内正火处理，然后以高于0.5℃/s的速度进行冷却。
实施例2
在实施例1所述成分及制备方法的基础上，优选地，钒：0.11～0.14％；氮：0.012～0.016％，终轧温度在870-880℃之间，终轧后以1-3℃/s的冷速冷至790～770℃轧后，以5～8℃/s的冷速加速冷却至510-530℃。
实施例3
在实施例1所述成分及制备方法的基础上，优选地，钒：0.11～0.14％；氮：0.017～0.019％；终轧温度在855-865℃之间，终轧后以1-3℃/s的冷速冷至790～770℃轧后，以5～8℃/s的冷速加速冷却490-520℃。
实施例4
试验钢由真空感应炉冶炼，锻造成60mm厚板坯，轧制成12mm厚钢板。其化学成分(wt％)为：碳：0.17％；硅：0.32％；锰：1.52％；硫：0.006％；磷：0.008％；钼：0.50％；钒：0.12％；氮：0.014％。其控制轧制控制冷却工艺如下：板坯重新加热到1150℃，完全透热后进行热轧。粗轧阶段变形温度980～1050℃，总变形量在46％。精轧温度范围在920～870℃之间，精轧阶段总变形量63％，终轧温度870℃。终轧后以平均2℃/s的速度冷至780℃，以平均6.5℃/s的速度喷水冷却至520℃后空冷。热轧钢板组织为针状铁素体和粒状贝氏体组织，力学性能：屈服强度58 0MPa，抗拉强度83 7MPa，延伸率22.0％，夏比冲击功KV2(0℃)＝128J。
实施例5
试验钢由真空感应炉冶炼，锻造成60mm厚板坯，轧制成12mm厚钢板。其化学成分(wt％)为：碳：0.16％；硅：0.34％；锰：1.45％；硫：0.005％；磷：0.008％；钼：0.52％；钒：0.11％；氮：0.019％。其控制轧制控制冷却工艺如下：将板坯重新加热到1180℃，完全透热后进行热轧。粗轧阶段变形温度1000～1080℃，总变形量在46％。精轧温度范围在940～855℃之间，精轧阶段总变形量63％，终轧变形温度860℃。终轧后以平均2℃/s的速度冷至780℃，以平均5.5℃/s的速度喷水冷却至500℃后，然后空冷。热轧钢板组织为针状铁素体和粒状贝氏体组织，力学性能：屈服强度605MPa，抗拉强度825MPa，延伸率23.0％，夏比冲击功KV2(0℃)＝116J。
实施例6
按照实施例4获得热轧钢板。将热轧钢板进行正火处理，正火温度为890℃，保温1小时，然后空冷(冷速约1.2℃/s)。正火钢板的组织为针状铁素体和粒状贝氏体组织。力学性能：屈服强度560MPa，抗拉强度855MPa，延伸率23.5％，夏比冲击功KV2(0℃)＝151J。
实施例7
按照实施例5获得热轧钢板。将热轧钢板进行正火处理，正火温度为890℃，保温1小时，然后空冷(冷速约1.2℃/s)。正火钢板的组织为针状铁素体和粒状贝氏体组织。力学性能：屈服强度595MPa，抗拉强度862MPa，延伸率≥22.5％，夏比冲击功KV2(0℃)＝122J。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (4)

1.一种低合金高强度压力容器钢板的制备方法，其特征在于，冷却至600℃以下的铸坯重新加热至氮化钒全固溶温度以上20～80℃后开始热轧，经过粗轧→精轧→终轧工艺后，以1～3℃/s的冷速冷至790～770℃轧后，再以5～8℃/s的冷速冷却490～540℃，然后空冷；随后进行正火处理，热轧钢板在完全奥氏体化临界温度以上10～50℃内正火处理，然后以高于0.5℃/s的速度进行冷却；终轧温度为870～880℃或855～865℃；粗轧阶段总变形量高于40％，道次变形量大于15％；精轧温度范围为970～830℃，精轧阶段总变形量高于55％，道次变形量大于15％；
所述钢板的成分以重量百分比计为：C：0.14％～0.19％；Si：0.30％～0.40％；Mn：1.40％～1.75％；S：≤0.015％；P：≤0.015％；Mo：0.40％～0.60％；V：0.11％～0.14％；N：0.012～0.016％；余量为Fe和不可避免的杂质元素；
钢板的0℃时的夏比冲击功KV2≥122J。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，终轧温度为870～880℃，终轧后以1～3℃/s的冷速冷至790～770℃，再以5～8℃/s的速度冷却至510～530℃。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，终轧温度为855～865℃，终轧后以1～3℃/s的冷速冷至790～770℃轧后，再以5～8℃/s的冷速冷却490～520℃。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的制备方法，其特征在于，获得的钢板组织为针状铁素体与粒状贝氏体的混合组织，屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥800MPa，延伸率≥20％。
CN201711043159.1A 2017-10-31 2017-10-31 一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法 Active CN107779750B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201711043159.1A CN107779750B (zh) 2017-10-31 2017-10-31 一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201711043159.1A CN107779750B (zh) 2017-10-31 2017-10-31 一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107779750A CN107779750A (zh) 2018-03-09
CN107779750B true CN107779750B (zh) 2020-07-24

Family

ID=61432147

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201711043159.1A Active CN107779750B (zh) 2017-10-31 2017-10-31 一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN107779750B (zh)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101144138A (zh) * 2007-11-01 2008-03-19 济南钢铁股份有限公司 一种低温压力容器用钢板及其生产方法
CN102732792A (zh) * 2012-07-02 2012-10-17 武汉钢铁(集团)公司 一种厚度≥100毫米的临氢容器用钢及其生产方法
CN104328339A (zh) * 2014-11-04 2015-02-04 钢铁研究总院 一种钒氮复合微合金化高强度压力容器钢板及制备方法
JP2017137521A (ja) * 2016-02-01 2017-08-10 新日鐵住金株式会社 厚鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101144138A (zh) * 2007-11-01 2008-03-19 济南钢铁股份有限公司 一种低温压力容器用钢板及其生产方法
CN102732792A (zh) * 2012-07-02 2012-10-17 武汉钢铁(集团)公司 一种厚度≥100毫米的临氢容器用钢及其生产方法
CN104328339A (zh) * 2014-11-04 2015-02-04 钢铁研究总院 一种钒氮复合微合金化高强度压力容器钢板及制备方法
JP2017137521A (ja) * 2016-02-01 2017-08-10 新日鐵住金株式会社 厚鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN107779750A (zh) 2018-03-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6502499B2 (ja) 降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼及びその製造方法
CN106011643B (zh) 一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其制备方法
CN101649420B (zh) 一种高强度高韧性低屈强比钢、钢板及其制造方法
CN102796967B (zh) 一种800MPa经济型耐腐蚀高强度钢板
CN106834919A (zh) 一种460MPa级高韧性低合金高强度结构用钢板及其生产方法
CN110306111A (zh) 一种厚规格钢板及其制造方法
CN103060685A (zh) 一种罐车用17MnNiVNbDR钢板及其生产方法
CN104846293A (zh) 高强韧性钢板及其制备方法
CN104372257A (zh) 利用返红余热提高强韧性的低合金高强中厚板及其制法
CN104404377B (zh) 一种具有优良冷成型性能的高强钢板及其制造方法
CN104328350A (zh) 一种屈服强度960MPa级调质钢及其制造方法
CN104073731B (zh) 一种采用直接淬火工艺的超高强船板的生产方法
CN111155022B (zh) 一种具有低温韧性的390MPa级极地船体结构钢及其制备方法
CN114000056A (zh) 一种屈服强度960MPa级低屈强比海工用钢板及其制备方法
CN103510000A (zh) 高韧性低ndt温度的船舶及海洋工程用钢材及生产工艺
CN110157987B (zh) 一种基于nqt工艺的具有良好-40℃低温韧性的大厚度耐磨钢板及制备方法
CN116162863A (zh) 一种低温延展性优异的550MPa级钢板及其制造方法
CN104532158A (zh) 一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法
CN104532159A (zh) 一种屈服强度700MPa级调质高强钢及其生产方法
CN116397162B (zh) 一种低温延展性优异的船用高强钢板及其制造方法
CN104451445B (zh) 非调质高强度焊接结构用钢及其生产工艺
CN107779750B (zh) 一种低合金高强度压力容器钢板及其制备方法
CN113604736B (zh) 一种屈服强度800MPa级高强度中厚板及其制备方法
CN114277307B (zh) 一种1100MPa级工程机械用高强钢及其生产方法
CN114277306B (zh) 一种1000MPa级工程机械用高强钢及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant