CN1553966A - 具有好的超低温韧性的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及具有好的超低温韧性的、用于干线用管的热轧钢板，所述钢板的组成为：C：0.04重量％到0.07重量％，Mn：1.50重量％到1.65重量％，Si：0.15重量％到0.25重量％，P：不超过0.010重量％，S：不超过0.003重量％，Nb：0.040重量％到0.060重量％，V：0.040％到0.060重量％，Ti：0.010重量％到0.020重量％，Mo：0.10重量％到0.30重量％，Ni：0.10重量％到0.30重量％，其余为Fe和不可避免的杂质。如果按照本发明适当地控制钢板坯的组成，则用于干线用管的热轧钢将具有高的强度和优异的低温韧性，并且在极端环境下输送原油时具有长的寿命。

Description

具有好的超低温韧性的热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及制造用于干线用管的钢材的方法，该干线用管具有高的拉伸强度，可用于输送原油和天然气；本发明特别涉及在-60℃的低温条件下具有优异的冲击韧性的钢材以及所述钢材的制造方法。
背景技术
最近，用于输送原油的钢管呈现出两种趋势。现有的油井接近枯竭且已经被杂质污染，这种条件下的钢管需要具有环境耐受力。新的油井转移到了远离现有油井的恶劣的北极环境中，这种条件下的钢管需要具有低温韧性。从用户的角度出发，为了降低建设成本，目前采用了增大管道直径以及提高强度的方法，有的钢铁公司将其产钢能力转向了通过增加厚度来提高强度。因为这两方面的需求在某种程度上是独立的，所以钢铁生产的发展趋势是，在完成获得韧性的步骤之后再提高环境耐受力。
韧性是指在有初始相变和无相变的钢材中由缺口作用引起的断裂抵抗力，它与由相变引起的第二形变脆化是不同的概念，第二形变脆化是指一般热轧钢所需的可成形性的极限。
制造干线用管的钢材时，目的之一就是要获得韧性和高强度。最近的研究中通过低温轧制使组织细化，从而可以得到用于干线用管的钢材。但是，比含Nb元素的AIP-X70更高级的API材料则没有采用低温轧制工艺。特别是，在同时进行使干线用管的材料增厚的处理时，由于压缩比较低，致使在材料中形成了多相组织，在这种情况下，通过低温压缩比来改善韧性受到了限制。因此，商业上需要结合采用新的技术来增加韧性。
当干线用管需要具有优异的低温韧性和高的拉伸强度时，用于这种管材的热轧钢的最大厚度是13.0mm。随着环境转向条件恶劣的北极，钢材所需的厚度越来越厚，这时会变到15.0mm到17.5mm，并且对低温韧性的要求更为严格。但是在满足上述要求时，传统方法存在很多问题，例如：
当钢材的组成和生产技术相同时，厚度对强度和韧性的影响非常大。先前的方法是在使用基于C和Mn的相变强化元素的同时，添加诸如Nb、V和Ti等沉淀强化元素，或者添加诸如Nb、V和Mo等沉淀强化元素，以便增加强度和韧性。但是，使用传统的组成体系时，晶粒细化效果不明显，因而限制了足够的低温韧性的获得。
另外，在传统的精轧和卷取温度下形成了铁素体-珠光体组织，因此限制了贝氏体状铁素体或针状铁素体组织的形成，而贝氏体状铁素体或针状铁素体组织是提高强度和低温韧性所必需的。
在用于干线用管的API-X70级热轧钢材的制造中，此前提高强度的方法是添加包括C、Mn在内的诸如Nb、V和Ti等沉淀强化元素(参看表1中的对比例)。但是，干线用管对强度和冲击韧性的要求非常严格，为了适应例如北极天气条件等恶劣环境，要求干线用管的厚度大于普通的API材料。采用目前的组成体系制造满足低温韧性和强度要求的API-X70级加厚热轧钢材存在问题。
发明内容
为了克服以上传统方法中的上述和其他缺点，本发明的发明者做了大量努力。
为了解决上述问题，本发明的一个目的是，提供一种用于干线用管的热轧钢板，这种钢板在极低温度下可长久保持好的超低温韧性以及高的强度，并且提供一种制造这种钢板的方法。通过适当控制钢板坯的组成，这种热轧钢在恶劣的北极条件下具有高的拉伸强度、优异的低温冲击韧性以及高的强度。
本发明涉及具有好的超低温韧性的、用于干线用管的钢板，所述钢板的组成为：C：0.04重量％到0.07重量％，Mn：1.50重量％到1.65重量％，Si：0.15重量％到0.25重量％，P：不超过0.010重量％，S：不超过0.003重量％，Nb：0.040重量％到0.060重量％，V：0.040％到0.060重量％，Ti：0.010重量％到0.020重量％，Mo：0.10重量％到0.30重量％，Ni：0.10重量％到0.30重量％，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明提供具有好的超低温韧性的、用于干线用管的热轧钢板的制造方法，所述方法包括如下步骤：在具有上述组成的钢板坯或钢水的二次精炼过程中用Ca-Si使夹杂物球化；在1150～1180℃下再次加热所述球化的钢板坯；在最后道次中，在900～930℃下，以25～30％的压缩比粗轧所述再次加热的钢板坯；在790～830℃下精轧所述粗轧的钢板坯，以便形成针状铁素体；以及，快速冷却后在540～580℃下卷取所述精轧的钢板坯。
结合附图并参考下面的详细描述，本发明的上述和其他目的、特征和其他优点将变得更加容易理解。
附图说明
图1表示沉淀强化(0.08Nb)和相变强化(0.3Mo)时过渡性质的变化曲线；
图2表示控制轧制的压缩量对微结构以及对晶粒均化的影响的曲线；
图3表示一般热轧流程的示意性框图。
具体实施方式
下文举例说明了本发明实用的且是当前优选的实施方式。
但是应当理解，参照本文的公开，本领域的一般技术人员可以在本发明的精神和范围内做出修改和改进。
在制造用于干线用管的API-X70级热轧钢材时，提高强度的传统方法是添加包括C、Mn在内的诸如Nb、V和Ti等沉淀强化元素(参考表1的对比例)。但是，本发明的材料是通过添加能够提高低温冲击韧性的Mo和Ni而制造富相变组织的钢。
以下是本发明的材料的化学组成以及对该组成进行限定的原因。
C：为了通过减少钢材中珠光体的份额来提高冲击韧性，在本发明的材料中，C元素的含量减少到0.04重量％～0.07重量％。
当钢材中存在高含量的C元素时，钢材的强度增大，但由于裂纹源的增加，冲击韧性和焊接能力下降。因此，将C元素减少到0.07重量％以下。对比例4显示了添加过量C元素时的冲击韧性。
Mn：Mn是能同时提高强度和韧性的固溶强化元素，增大其含量可导致晶粒细化。其含量大于1.65重量％时，由于在心部发生偏析，因而会对可铸造性和冲击韧性造成不利影响。其含量小于1.50重量％时，不能提高强度。
Si：Si是稳定铁素体的元素，它可抑制碳化物的形成。它在三相钢(trip steel)和两相钢中具有重要作用，但在API钢中则不然。
Si的添加量增大时，由于珠光体的形成而对过渡性质和韧性有负面影响，所以其含量应当保持在适当水平。因此为了保持好的韧性，Si含量优选为0.15重量％～0.25重量％。
P：P是能对冲击韧性带来负面影响的杂质元素。它在心部发生偏析，由于质量的劣化和冲击过渡性质的增加，使得韧性受到负面影响。因此，P的含量应尽可能低，应限制其不超过0.010重量％。
S：S与P一样是有害元素，由于表面裂纹和内部裂纹的形成以及心部偏析而对冲击韧性造成负面影响。因此，S元素的含量限制在不超过0.003重量％。
Nb：Nb是有利于产生高的强度和韧性的沉淀强化元素。它在奥氏体相中析出并且抑制再结晶，从而在控制轧制技术中起关键作用。尽管这种效果取决于C元素的含量，但在低碳钢中Nb的含量限制在不超过0.06重量％，优选为0.040重量％～0.060重量％。
当Nb的含量超过0.060重量％时，其作用明显下降。
V：与其他沉淀强化元素相比，V对强度的影响较大，因为V的加入伴随着晶粒细化作用。V是使V(C，N)析出的元素，它能够提高拉伸强度而不提高屈服强度。V的含量限制在不超过0.04重量％，优选为0.040重量％～0.060重量％。过量加入V可增大强度，但对于基材和焊接部分的冲击韧性有负面影响。
Ti：Ti的含量限制在0.010重量％～0.020重量％。除了沉淀强化作用以外，Ti还用于稳定再次加热的组织。在钢的析出物中，TiN的析出温度最高，TiN在1200℃下以稳定的析出物存在。因此在再次加热时，它可作为抑制奥氏体异常粗化的元素。鉴于氮含量为50～60ppm，如果Ti含量超过0.020重量％，则Ti/N比将偏离1.0重量％～3.0重量％的最佳比例，从而导致TiN的粗化，并且由于钉锁作用(pinning function)减弱而造成韧性下降。
Mo：Mo是相变强化元素，它具有提高强度和韧性的能力。加入Mo将强度提高到与冲击过渡性质相似的水平上。添加Mo的最重要作用是可在低温条件下卷取。使用Mo元素的原因是通过形成针状铁素体提高强度和韧性。因此低温卷取条件是最重要的因素。Mo的有效含量在与图1所示的相同条件下为大于0.1重量％，优选为0.10重量％～0.30重量％。如对比例3所示，当Mo的含量过高时，与传统材料相比强度增大了，但冲击韧性不足(表1、3和对比例)。
Ni：Ni是稳定奥氏体的元素，它阻碍了铁素体-珠光体组织的形成，从而加速贝氏体的形成。它与Mo一起增大强度和韧性，因此为了提高韧性，Ni的加入量为0.10重量％～0.30重量％。加入量增大将对韧性造成负面影响。表1和3中的对比例2反映了强度增大而冲击韧性不足的事实。
当采用具有本发明化学组成的对比材料在相似的轧制条件下轧制钢材时，强度和冲击韧性大幅度提高，如表1和3所示。
下面详细解释制造本发明的钢材的方法。
图2是表示压缩作用的图。该图显示，在没有相变的情况下，由粗化的奥氏体形成针状铁素体，在相变的情况下形成了少量铁素体。此外，图3是表示一般热轧过程的图，该图显示钢板坯在加热炉中加热后经过粗轧和精轧，冷却后被卷取。
细小的奥氏体中生成的贝氏体状铁素体形成大角度晶界，这对于裂纹生长具有大的阻力。另一方面，在粗化的奥氏体中生成的贝氏体组织具有粗化的聚集组织，因此裂纹生长变得容易。
通过低温轧制和低温卷取使这些问题降低到最小程度，因此本发明的材料与对比材料相比，卷取温度低40℃，粗轧的最终温度低20～30℃(参看表2)。尽管与薄的材料(钢板厚度不高于12.5mm)相比冷却速率难以控制，但通过在厚的热轧钢材中形成针状铁素体，本发明的材料具有优异的低温韧性。
在本发明中，在钢板坯或钢水的二次精炼过程中用Ca-Si使夹杂物球化，该钢板坯或钢水的组成为C：0.04重量％到0.07重量％，Mn：1.50重量％到1.65重量％，Si：0.15重量％到0.25重量％，P：不超过0.010重量％，S：不超过0.003重量％，Nb：0.040重量％到0.060重量％，V：0.040％到0.060重量％，Ti：0.010重量％到0.020重量％，Mo：0.10重量％到0.30重量％，Ni：0.10重量％到0.30重量％，其余为Fe和不可避免的杂质。接着，在1150～1180℃下再次加热球化的钢板坯。再次加热后，为了使奥氏体晶粒细化，在最后道次中，粗轧的压缩比为25～30％，粗轧的温度为900～930℃。特别地，为了得到针状铁素体，精轧温度为790～830℃。精轧后，为了防止晶粒细化，使用剪切冷却方式冷却热的钢板，为了得到针状铁素体，卷取温度也为540～580℃。
下面利用实施例详细描述本发明。
实施例1
在实施例1中，采用本发明的材料和对比材料制造连铸坯。对比材料与本发明材料在热钢预处理过程中的脱磷处理上有所不同，而且这两种材料在组成方面例如C含量、Mo含量、Ni含量(参看表1中的对比例1-8)也不相同。但是，在实施例1中，本发明的材料和对比材料具有相同的热轧工艺条件(参看表2的对比例1-8)。
首先，为了使组成达到本发明的所规定的成分含量，在预处理过程进行脱磷和脱硫，转炉吹炼后，在盛钢桶内加入0.20～0.30吨石灰和0.20～0.30吨萤石，以便提高脱硫和夹杂物聚集的能力。在二次精炼过程中，在钢水搅拌和精细调节成分之后，以粉末喷射的形式加入200～300kgCa-Si，最后通过搅拌钢水6分钟以上，以促进夹杂物球化。上述的钢水成分与表1中本发明实施例1-4的相同。
此外，在连铸时采用连续阶段冷却方式防止心部偏析。对于表2所示的本发明的材料和对比材料，再次加热温度为1150～1180℃，最终道次中粗轧的压缩比为10～25％，以便细化奥氏体晶粒，板坯厚度为45～55mm，以便在精轧时最大程度地积累相变。粗轧温度为930～950℃，以便细化奥氏体晶粒；精轧温度为790～830℃，以便得到针状铁素体。精轧之后，为了防止晶粒粗化，使用剪刀冷却方式冷却热的钢板，另外，为了得到针状铁素体，卷取温度为580～620℃。
对于按上述方法制造的本发明材料和对比材料，分别研究了其力学性能和冲击韧性，结果示于表3。本发明材料和对比材料都满足API-X70级(屈服强度：大于482MPa，抗拉强度：大于570MPa，伸长率：大于23％)，但本发明材料比对比材料具有更加优异的低温冲击韧性(参看表3中-30℃和-50℃的DWTT(落锤破坏试验)断裂比)。将P含量减少到最低程度以及消除心部偏析也提高了韧性。并且，通过抑制铁素体-珠光体组织的形成以及加入适当比例的Mo和Ni提高了低温冲击韧性，也同时提高了强度和韧性。
                                 表1
C Mn Si P S Nb V Ti Mo Ni 冲击韧性(-30℃)
实施例   1   0.041   1.59   0.24   0.010   0.003   0.056   0.057   0.011   0.10   0.11   良
  2   0.052   1.56   0.21   0.008   0.001   0.052   0.053   0.023   0.15   0.14   良
  3   0.052   1.64   0.21   0.010   0.001   0.051   0.053   0.023   0.25   0.20   良
  4   0.060   1.52   0.15   0.009   0.003   0.059   0.059   0.015   0.29   0.30   良
对比例   1   0.029   1.70   0.27   0.017   0.002   0.059   0.060   0.020   0.05   0.05   良
  2   0.041   1.59   0.20   0.018   0.002   0.052   0.050   0.020   0.21   0.40   一般
  3   0.060   1.50   0.21   0.010   0.002   0.055   0.047   0.023   0.41   0.25   一般
  4   0.100   1.59   0.11   0.018   0.001   0.060   0.060   0.020   0.30   0.29   一般
  5   0.080   1.60   0.24   0.019   0.003   0.060   0.050   0.25   一般
  6   0.080   1.44   0.16   0.018   0.001   0.048   0.028   0.15   一般
  7   0.070   1.50   0.20   0.017   0.001   0.050   0.030   0.30   一般
  8   0.060   1.30   0.24   0.016   0.003   0.041   0.040   0.16   一般
一般来说，随着钢材的厚度增大，强度和冲击韧性逐渐下降。
但是，本发明的厚板(钢板厚度不超过12.5mm)克服了上述缺点，并得到比对比材料高的屈服强度。本发明的材料的巨大优势在于，当它制成干线用管后，屈服强度不低于标准要求。
                              表2
加热时间(分钟)   板坯加热温度   开轧坯(mm)   开轧最终压缩比(％) 开轧结束温度 精轧结束温度 卷取温度
实施例   1     256     1175   45     20   932   811   601
  2     250     1175   45     21   933   810   600
  3     255     1174   45     21   934   810   600
  4     258     1178   45     20   937   812   602
对比例   1     250     1170   45     22   930   810   600
  2     252     1170   45     22   935   809   605
  3     254     1169   45     20   933   810   600
  4     251     1174   45     20   935   811   600
  5     230     1160   45     20   935   810   600
  6     224     1177   45     19   944   820   590
  7     225     1163   55     22   949   810   600
  8     221     1188   55     19   950   830   600
                                                   表3
          力学性能     冲击吸收功        DWTT(％)
屈服   抗拉强度   伸长率 0℃ -20 -40 -60 -10 -30 -50
实施例  1   535   649   37   361  359  342  307  100   99  75
 2   558   685   37   354  350  333  289  100   95  73
 3   561   694   37   359  354  329  291  100   99  77
 4   558   685   37   371  354  330  305  100   99  77
对比例  1   491   619   38   330  296  199  55  87   70  47
 2   611   715   28   391  320  152  89  100   75  60
 3   620   721   29   396  312  125  55  100   71  45
 4   586   720   33   420  301  104  28  100   82  56
 5   495   626   34   332  311  280  208  81   64  29
 6   512   638   39   278  270  245  226  75   25  10
 7   441   655   39   301  289  275  244   83   68  32
 8   526   603   30   94  88  81  69   80   60  17
实施例2
在实施例2中，本发明实施例和对比例都满足本发明的组成。实验仅是为了对比不同的制造条件。
对于表4所示的本发明材料，最终道次中粗轧的压缩比为25～30％，粗轧温度为900～930℃，以便细化奥氏体晶粒。精轧温度为790～830℃，以便得到针状铁素体。精轧之后，为了防止晶粒粗化，使用剪刀冷却方式冷却热的钢板，另外，为了得到针状铁素体，卷取温度为540～580℃。
但是，与本发明材料相比，对比例中最终道次的粗轧压缩比为15～25％，坯厚为45mm。并且，粗轧温度为930～950℃，卷取温度为580～620℃。
对于按照上述方法制造的本发明材料和对比材料，分别研究了力学性能和冲击韧性，结果列于表5。如表5所示，本发明材料比对比材料具有更优异的低温冲击韧性。
其原因是对比材料由粗化的铁素体和珠光体组织构成，而本发明材料由细小的针状铁素体构成。
                            表4
加热时间(分钟)   板坯加热温度   开轧坯(mm)   开轧最终压缩比(％) 开轧结束温度 精轧结束温度 卷取温度
实施例   1     277     1170     55     29   915   810     570
  2     257     1160     55     26   900   790     540
对比例   1     256     1175     45     20   932   811     601
  2     250     1175     45     21   933   810     600
  3     255     1174     45     21   934   810     600
  4     258     1178     45     20   937   812     602
                                        表5
  力学性能(MPa)          冲击吸收功(J)         DWTT(％)
屈服 抗拉强度 伸长率 0℃ -20 -40 -60 -10 -30 -50
实施例  1  541  657  39  354  350  333  289  100  99  90
 2  554  685  37  359  351  345  301  100  99  91
对比例  1  536  649  37  361  359  342  307  100  99  75
 2  558  685  37  354  350  333  289  100  95  73
 3  561  694  37  359  354  329  291  100  99  77
 4  558  685  37  371  354  330  305  100  99  77
工业适用性
上面已经描述并证实，本发明通过适当地控制钢板坯的组成体系，提供了一种用于干线用管的热轧钢材，这种钢材具有高的拉伸强度，在恶劣的北极条件下它具有优异的低温冲击韧性以及高的强度，当这种钢材用于原油输送管时，能在极低温度下长久使用。
此外，具有高拉伸的API-X70级大厚度热轧钢板具有优异的强度和低温冲击韧性，并且具有与API-X80级相似的冲击韧性和强度，因此可以制造在恶劣的北极条件下所需的优异的热轧钢板。特别是，由于在大厚度热轧钢材的厚度方向上，微结构不均匀引起韧性下降，使得17.5mm厚的钢材只能通过板材加工来制造。但本发明可以在热轧工艺中生产17.5mm厚的材料，因此生产成本大大降低。本发明的效果在于，与通过板材加工制造的AIP-X70相比，采用热轧工艺制造的API-X70具有更大的成本优势。
本领域的一般技术人员应该认识到，为了实现本发明的目的，可以上文描述的原则和具体实施方式的基础上，容易地修改或设计出其他实施方式。
本领域的一般技术人员还应该认识到，这些等价的实施方式没有偏离所附的权利要求中限定的本发明的精神和范围。

Claims (2)

1.具有好的超低温韧性的用于干线用管的热轧钢板，所述钢板的组成为：C：0.04重量％到0.07重量％，Mn：1.50重量％到1.65重量％，Si：0.15重量％到0.25重量％，P：不超过0.010重量％，S：不超过0.003重量％，Nb：0.040重量％到0.060重量％，V：0.040％到0.060重量％，Ti：0.010重量％到0.020重量％，Mo：0.10重量％到0.30重量％，Ni：0.10重量％到0.30重量％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.具有好的超低温韧性的用于干线用管的热轧钢板的制造方法，所述方法包括以下步骤：
在钢板坯或钢水的二次精炼过程中用Ca-Si使夹杂物球化，所述钢板坯或钢水的组成为：C：0.04重量％到0.07重量％，Mn：1.50重量％到1.65重量％，Si：0.15重量％到0.25重量％，P：不超过0.010重量％，S：不超过0.003重量％，Nb：0.040重量％到0.060重量％，V：0.040％到0.060重量％，Ti：0.010重量％到0.020重量％，Mo：0.10重量％到0.30重量％，Ni：0.10重量％到0.30重量％，其余为Fe和不可避免的杂质；
在1150～1180℃下再次加热所述球化的钢板坯；
在最后道次中，在900～930℃下，以25～30％的压缩比粗轧所述再次加热的钢板坯；
在790～830℃下精轧所述粗轧的钢板坯，以便产生针状铁素体；以及，
快速冷却后在540～580℃下卷取所述精轧的钢板坯。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100392132C (zh) * 2005-03-30 2008-06-04 宝山钢铁股份有限公司 一种低温高韧性结构用钢及其制造方法
CN104060170A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
CN106392029A (zh) * 2016-09-28 2017-02-15 南京钢铁股份有限公司 一种管线钢铸坯冷却及低温加热改善组织性能的方法
CN111225987A (zh) * 2017-10-11 2020-06-02 株式会社Posco 具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100584762B1 (ko) * 2001-12-26 2006-05-30 주식회사 포스코 재질이방성이 적은 라인파이프용 열연강판의 제조방법
KR100568365B1 (ko) * 2001-12-27 2006-04-05 주식회사 포스코 고강도, 저온인성이 우수한 열연 라인파이프용 강재의제조방법
KR101091368B1 (ko) * 2004-09-30 2011-12-07 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 고강도 라인파이프용열연강판의 제조방법
KR100723169B1 (ko) * 2005-12-26 2007-05-30 주식회사 포스코 열간압연성이 우수한 석출강화형 라인파이프용 강재의제조방법
JP5223375B2 (ja) 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5223379B2 (ja) 2007-03-08 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
BRPI0913046A2 (pt) 2008-05-26 2020-12-15 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos, excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil e método de produção da mesma
BR112012033496B1 (pt) 2010-06-30 2020-06-30 Nippon Steel Corporation chapa de aço laminada a quente
CN101928882B (zh) * 2010-08-03 2012-06-27 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 一种x60管线钢及其制备方法
RU2649110C1 (ru) * 2017-04-26 2018-03-29 Публичное акционерное общество "Северсталь" Толстый лист из дисперсионно-твердеющей стали для горячей штамповки и способ его получения
JP6569745B2 (ja) * 2018-01-29 2019-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法
CN113151651B (zh) * 2020-09-25 2022-06-03 攀钢集团研究院有限公司 一种低温退火超深冲冷轧钢板的生产方法及冷轧钢板
CN113373376A (zh) * 2021-05-27 2021-09-10 本钢板材股份有限公司 一种抗拉强度≥960MPa贝氏体非调质高强钢及其制造方法
CN113564479B (zh) * 2021-07-30 2023-08-01 日钢营口中板有限公司 一种低温韧性良好的大壁厚站场用钢及其制造方法
CN115449709B (zh) * 2022-08-30 2024-02-13 鞍钢股份有限公司 一种厚规格高强韧性l485m管线钢及其生产方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57131320A (en) * 1981-02-06 1982-08-14 Kawasaki Steel Corp Production of high tensile steel plate having superior low temperature toughness
JP3390596B2 (ja) * 1995-03-23 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 靱性に優れる低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100635074B1 (ko) * 1999-12-28 2006-10-16 주식회사 포스코 조대 석출물에 의한 고강도 고인성 열연강판 제조방법

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100392132C (zh) * 2005-03-30 2008-06-04 宝山钢铁股份有限公司 一种低温高韧性结构用钢及其制造方法
CN104060170A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
CN106392029A (zh) * 2016-09-28 2017-02-15 南京钢铁股份有限公司 一种管线钢铸坯冷却及低温加热改善组织性能的方法
CN111225987A (zh) * 2017-10-11 2020-06-02 株式会社Posco 具有优异的低温应变时效冲击特性的厚钢板及其制造方法

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Publication number Publication date
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