CS196235B2 - Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength - Google Patents
Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength Download PDFInfo
- Publication number
- CS196235B2 CS196235B2 CS64369A CS64369A CS196235B2 CS 196235 B2 CS196235 B2 CS 196235B2 CS 64369 A CS64369 A CS 64369A CS 64369 A CS64369 A CS 64369A CS 196235 B2 CS196235 B2 CS 196235B2
- Authority
- CS
- Czechoslovakia
- Prior art keywords
- steel
- weight
- tensile strength
- seconds
- cooling
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 77
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 77
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 12
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 title 1
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 27
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 12
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 11
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 6
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 3
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 2
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 abstract description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 34
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 14
- 241001016380 Reseda luteola Species 0.000 description 10
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 7
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 230000008602 contraction Effects 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 240000008168 Ficus benjamina Species 0.000 description 1
- 229910000754 Wrought iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 239000004205 dimethyl polysiloxane Substances 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000002459 sustained effect Effects 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
Vynález se týká způsobu tepelného zpracování svařitelných konstrukčních ocelí o vysoké pevnosti v tahu, o složení v % hmotnostních 0,05 až 0,15 % uhlíku, 0,05 až 0,6 procenfa křemíku, 0,5 až 1,4 % manganu, 0,1 až 0,8 % molybdenu, přičémž obsah manganu a molybdenu je v rozmezí 1,1 až 1,7 % a které dále obsahují 0,01 až 0,09 °/o hliníku a 0,001 až 0,15 % titanu, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci a dále obsahují stopy až 2,0 % niklu, stopy až 0,12 % vanadu, stopy až 0,04 o/o niobu, stopy až 0,005 % boru, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci, zbytek železo a nečistoty z tavení.
Jak Je ukázáno v tabulce 1, získává se ocel o vysoké pevnosti v tahu pro svařované konstrukce tím, že se zakalí a popouští tak, aby se zvýšila její pevnost v tahu a její vrubová houževnatost, čímž její mikrostruktura představuje popouštěný martenzit.
Pevná ocel takto kalená a popouštěná obvyklými metodami má vysoký poměr meze průtažnosti k pevnosti v tahu, tj. vysoký průtažný poměr v.důsledku toho, že má popouštěnou martenzitickou strukturu, takže její deformace a energie po lomu je poměrně malá, což vyvolává malou odolnost vůči soustředěným namáháním na konstrukcích z takových ocelí vytvořených.
Má-li se procento bezpečnosti vyhodnotit s ohledem na poměr meze průtažnosti a pevnosti, je nezbytné zajistit vysoké procento bezpečnosti tím, že se udržený poměr zvýší. Kdýž se poměr meze průtažnosti a pevnosti v tahu zvyšuje, musí být jednak sníženo přípustné namáhání takové ocele a jednak se musí zvětšit tloušťka desek u svařovaných ocelových konstrukcí, které se tak stanou těžkými.
Taková vysoce pevná ocel musí být popouštěna při vysokých teplotách, například nad 600 °C, aby se zvýšila její vrubová houževnatost. V důsledku tohoto chování ocele je poměř legovaných prvků v ní obsažených příliš vysoký na její pevnost. Jestliže se totiž zvyšuje pevnost ocele, zvyšuje se také uhlíkový ekvivalent, který bude nadále označován jako C ekv. a je roven C + 1/24 Si + + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + + 1/14 V. Když se zvyšují sklony ke tvrdnutí v pásmu zasaženém svářecím teplem, zvyšuje se tedy také citlivost na vytváření prasklin ve svaru, a to tak, že předehřívací teploty pro takovou ocel musí být zvýšeny v míře ukázané v tabulce 1, aby se zabránilo tvoření prasklin ve svaru.
Shora uvedené závady odstraňuje u ocele shora uvedeného složení způsob zpracování podle vynálezu, jehož podstata spočívá v tom, že se ocel zahřívá na teplotu 850 °C až 980 °C nad. bodem . přeměny · Аз, ochladí se. v Časovém období 3 'až 50 sekund · z teploty 800 na 500 °C a potom se po· dobu nejméně 20 sekund, maximálně 600 . . sekund, plynule chladí z teploty 500 na 200 °C.
Tím se vytvoří bainitická struktura- · poskytující ocel s vysokou pevností v tahu pro svářené konstrukce,.
Podle dalšího provedení způsobu podle vynálezu se ocel pak popouští při teplotách 500 až 680 °C pod bodem přeměny Ai.
Vynálezem je vyvrácen ' dosavadní poznatek, že . je nesnadné vyrobit ocel s vysokou pevností v tahu v rozsáhlém pevnostním intervalu ' v důsledku . předpokládané ' nízké vrubové . houževnatosti bainitické struktury; proto je vynález velmi důležitý pro výrobu nových ocelí bainitické struktury s vyspkou pevností. v tahu, s,
Ocelí s vysokou pevností v tahu vyrobených způsobem podle vynálezu lze používat pro hotovení ocelových desek, · výrobků z kujné ocele, lité ocele, tvarové ocele, ocelových potrubí, ocelových tyčí . a drátů.
TABULKA 1
| Ocel | Tepelné zpracování | C | Cl | Mn | P | S | Ni |
| NH 60 | QT | .15 | .47 | 1.28 | .020 | .010 | .06 - |
| HT 70 | QT1» | .13 | .37 | .90 | .010 | .016 | .86 |
| HT 80 | QT 11 | .13 | .34 | .82 | .015 | .008 | 1.01 |
| HT 100 | QT1) | .16 | .27 | .78 | .015 | .010 | 1.22 |
| Tabulka 1 | — pokračování | ||||||
| Ocel | Cr Mo ' - | v. | Cu | C ekv.2) | Mez prů- | Pevnost | Prodlou- |
| tažiios-ti | v tahu | •ení (%] | |||||
| Z | [MPa] | (MPa) |
| NH 60 | .25 | — | .06 | .44 | 552 | 641 | 18,2 | |
| HT ' ' 70 | .36 -..... | . .33..... | .................- | • · · -......- | ...... ' .47 | 667 ' | 747 | 26,5 |
| HT 80 | .51 | .40 | .25 | .51 | 754 | 812 | 23;5 | |
| HT 100 | .62 | .56 | .05 | .25 | .60 | 948 | 993 | 20,5 |
| Tabulka 1 — pokračování ’ | |||
| Ocel | Oblasti redukce (%) | Absorbovaná energie v E (J) | Teplota předehřívání pro zamezení prasknutí kořenu svaru °C |
....... ... ..- . ... . ...... .·. .. 0OC . .. ·, .. . .·. .
NH .60 68,2 . .. ' .·’ + - + 141 . . . . 100
.... ... . ... ____20°C.- ?.’ + : ......
ÚHT.' '70' .···’/ +. ' 68,1. · .· ; (. -117 '·· — · ··*+:.. . 7-150 +· úx‘ + + -,7.+ ++ ' +. . + -+.+ - —20OC: - .+ + :· - . ...
•ΉΤόδΟ ' ' ·.· '66,5 - ·' ’ ·· ú - 76 - ·.: ·. . .150 ' ·'.·· >;++·i,· . .+' ---- · -+ -·· — '
ΊΤ№; + 65,6 '·.· · . ' : +- 82' 7·- -. +++: ·:· 250M . -Qchlazení ' ve vodě a ' popouštění.
-]'.O.-ekv.: = . C + 1/24 Si + 1/6 ' Μη . +' ' 1/40' Ni .+ '1/5 Cr + ' 1/4 ' Mo . + 1/14 V.Způsob ' podle vynálezu bude nyní blíže. . vysvětlen ' v souvislosti s výkresy, kde na. obr.' 1 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn ' + Mo . v hmotnostních ' ·% . a mezi průtažností a pevností v tahu v MPa u ocele vyrobené způsobem podle . vynálezu, na obr. 2 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn ' +' Mo v hmotnostních % a . vrubovou . houževnatostí ocele vyrobené způsobem podle vynálezu v J, . na obr. . 3 . je transformační diagram ocele při plynulém chlazení po tepelném zpracování . podle;vynálezu, na obr. 4 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn + Mo v hmotnostních % a .dobou chlazení ocele podle vynálezu, na obr. . 5 je diagram znázorňující. vztah mezi. uhlíkovým ' ekvivalentem -a mezí . průtažností, pevností v tahu a poměrem . průtažností uocele . zpracované způsobem. podle vynálezu ve srovnání s kalenou a popouštěnou ocelí běžného typu a obr. . 6 ' .znázorňuje mík-rostrukturu. . ocele podle .vynálezu. , ' · '
Ocel podle vynálezu sestává v ý/o hmotnostních z 0,05 až 0,15 °/o C, 0,05 až 0,6 % Si, 0,5: až 1,4 % .Mn, z 0,1 až 0,8 % Mo, dále z 0,01 až 0,09 ' 0/0 . AI· a. ' 0,001 až 0,15 % ' Ti. a kromě toho v případě . vysoké vrubové houževnatosti ještě z méně než . 2,0 % Ni a dá, le, má-li být zvýšena . pevnost v tahu bez. snížení vrubové . houževnatosti, .obsahuje ještě jeden nebo dva z těchto ' prvků v % ' hmotnosti: stopy až 0,12 % V, stopy až 0,04 % Nb . a stopy až 0,005 % B. ...
V tomto případě při obsahu C. vyšším . než
0,15 hmotnostního % může se ukázat, . že pásmo zasažené svářecím . teplem je . značnř tvrdé, takže snadno může docházet к prasklinám ve svaru a martenzitická struktura se může vytvořit v důsledku tepelného zpracování, takže je výhodné, když se obsah C sníží pod 0,15 hmotnostního % a současně je větší než 0,05 .hmotnostního % za účelem zvýšení pevnosti v tahu.
Když obsah Si je v % hmotnosti vyšší než 0,6 o/o, zhorší se:. svařitelnóst ocelí, přičemž současně je třeba většího obsahu Si než 0,05 % za účelem výroby oceli, takže správný rozsah obsahu Si je 0,05 — 0,6 l0/o.
Je známo^ že Mn je legovací prvek podporující pevnost v tahu u oceli, avšak příliš velký obsah Mn vyvolává ztvrdnutí pásma zasaženého svářecím teplem a tedy zvyšuje sklon oceli к tvoření prasklin ve svaru podobně jako obsah C. Aby tedy se udržela vhodná pevnost v tahu, musí být obsah tohoto prvku v % hmotnosti v rozmezí více než 0,5 % a méně než 1,4 % z hlediska svařitelnosti.
Obdobně bude obsah Mo z hlediska pevnosti v tahu vyšší.než 0,1 % a z hlediska svařitelnosti menší než 0,8 %.
Pokud jde o složení oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu, je známo, že prvky Mn a Mo jsou důležité pro vyvolání bainitické struktury oceli s vysokou pevností v tahu a s vysokou vrubovou houževnatostí.
V této souvislosti znázorňuje obr. 1 vztah mezi množstvím Mh + Mo a mezi pevností v tahu vyvolanou tepelným zpracováním, přičemž úsečka označuje v hmotnostních % obsah Mn + Mo a pořadnice vyznačuje v MPa mez průtažnosti a pevnost v tahu oceli, čímž ozřejmuje jejich vztah. Přitom úsečky proložené kroužky značí pevnost v tahu a úsečky proložené trojúhelníčky značí mez průtažnosti.
Z obr. 1 vyplývá jednoznačně, že množství Mn + Mo musí být větší než 1,1 hmotnostního %, aby se dosáhlo pevnosti v tahu vyšší než 588 MPa.
Obr. 2 znázorňuje vztah mezi množstvím Mn. + Mo v hmotnostních % a vrubovou houževnatostí, přičemž na úsečce je v hmotnostních % vyzpačeno množství Mn + Mo a pořadnice udává v J absorbovanou energii óceli při 0 °C, zjištěnou Charpyho vrubovou zkouškou rázem o hloubce vrubu V 2 mm. Ukazuje se, že množství Mn + Mo musí být menší než 1,7 hmotnostního °/o, aby se dosáhlo hodnoty vyšší než 47 J při 0°C.
Z těchto výsledků na obr. 1 a 2 vyplývá, že se obsah Mn + Mo zvolí větší než 1,1 hmotnostního '% a menší než 1,7 hmotnostního % podle ostatního složení oceli.
Pokud jde o prvek Al, je množství v % hmotnosti 0,01 — 0,09 % nutné pro odkysličení a vytvoření jemných krystalických zrn při výrobě oceli, avšak více než 0,09 % vede ke snížení vrubové houževnatosti v rozporu s původním požadavkem, a menší obsah než 0,01 % by byl naprosto neúčinný.
Jelikož Ti má téměř stejný účinek jako Al, lze Ti užít jako náhražky pro Al pro účely odkysllčení a vytvoření jemných krystalických zrn. V tomto případě se dosáhne nejlepšího účinku Ti v rozmezí 0,001 — 0,15 %. Je také možné užít kombinace prvků Al a Ti.
I když Ni je účinný prvek pro zvýšení vrubové houževnatosti, jeho příliš velký obsah je nehospodárný, takže jeho obsah bude u oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu menší než 2 hmotnostní %.
Přísada prvků V, Nb а В v malých množstvích je účinná pro zvýšení pevnosti v tahu a lze tedy jeden nebo dva z těchto prvků do oceli přidat, pokud jejich obsah zůstane pod množstvím, které nevyvolá značnější snížení vrubové houževnatosti. V tomto případě bude množství těchto prvků v rozmezí v % hmotností: méně než 0,12 % V, méně než 0,04 % Nb a méně než 0,005 1O/o B, jak vyplyne z příkladu provedení.
Kromě shora uvedených složek jsou v oceli zřejmě přítomny některé nevyhnutelné nečistoty.
Nyní budou podrobně vysvětleny podmínky tepelného zpracování oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu.
Obr. 3 znázorňuje transformační diagram CCT při plynulém chlazení po tepelném zpracování na 900 °C pro ocel podle vynálezu obsahující v % hmotnosti 0,12 % C, 0,27 % Si, 0,3 % Mo, 1,05 % Mn a 0,018 % Al.
V obr, 3 je na úsečce vyznačena doba chlazení s 800 °C, v sekundách, při logaritmickém dělení, a pořadnice označuje teploty ve °C, v lineárním dělení, ukazující přeměnu oceli, přičemž A je austenitlcká oblast, F je počáteční feritická oblast, P je perlítická oblast, В je bainitická oblast a M. je martenzitická oblast. Přitom přímka a — b — c znázorňuje počáteční bod martenzitlcké přeměny. Přímka d — e znázorňuje koncový bod martenzitické přeměny a křivka e — f znázorňuje přibližně koncový bod bainitické transformace.
V tomto vyobrazení je chladicí křivka 1 kritická křivka chladnutí pro vytvoření počáteční feritické struktury, 2 je kritická křivka chladnutí pro všechny struktury přecházející do bainitické a 3 je kritická chladicí křivka pro přechod do martenzitické struktury.
Z tohoto diagramu doby chlazení proti teplotě je zřejmé, že se vytvoří počáteční ferit,. když chlazení probíhalo po křivce pomalejší než je křivka chladnutí 1, takže se pevnost v tahu i vrubová houževnatost příslušně sníží.
Celá struktura se přemění na martenzitickou při chlazení rychlejším než je křivka chladnutí 3, takže se udrží pevnost v tahu, avšak značně se sníží vrubová houževnatost.
Při chlazení mezi křivkami 2 a 3 se vytvoří smíšená struktura bainitu a martenzitu, takže nelze očekávat zvýšení vrubové
136235 houževnatosti, jelikož je přimíšena martenzitická struktura.
Aby se vyhovělo oběma podmínkám jak co do vysoké pevnosti v tahu, tak i co do vrubové houževnatosti zároveň, je třeba zajistit vytvoření jemné bainitické struktury.
Pokud jde o podmínky chlazení za tímto účelem, musí chlazení probíhat v rozsahu křivek chladnutí 1 a 3 v případě ochlazování na 500 °C v blízkosti teploty ekvivalentní martenzitickému bodu.
Chladicí doba s 800 °C na 500 °C musí být tedy v rozmezí od S3 do Si sekund. Je známo, že potom chlazení od 500 °C níže rozhodně ovlivňuje transformaci martenzitu, takže musí být provedeno v Sz sekundách jako doba chlazení s 500 °C na 200 °C se zřetelem na kritickou křivku chladnutí 2, kde se netvoří žádný martenzit, což znamená, že se martenzit nevytvoří, když se chlazení provede ve více než S2 sekundách s teploty 500 °C na teplotu 200 °C.
Aby se . shora Uvedenými podmínkami chlazení dospělo к jemné bainitické struktuře, je třeba provádět chlazení z 800 °C na 500 °C v rozmezí od Ss sekund do Si sekund a potom chlazení od 500 °C na 200 °C je třeba provádět ve více než S2 sekundách.
Tyto kritické doby chlazení se budou ovšem měnit s různým složením oceli.
. Tabulka 2 znázorňuje složení různých ocelí podle vynálezu, jakož i hodnoty pro Si, Sz a S3 sekund, získané z diagramu CCT po tepelném zpracování na 900 °C.
Obr. 4 znázorňuje vztah mezi složením oceli a časovými hodnotami Si, S2 a S3, přičemž úsečka nese v lineárních dílcích v hmotnostních % množství Mn + Mo jako parametr pro složení oceli a pořadnice nese v sekundách při logaritmickém dělení hodnoty Si, S2 a S3, čímž je stanoven vztah mezi Mn + Mo v hmotnostních % a mezi Si, S2 a Ss.
značka oceli
C Si
Mn P S
Mo AI
Ti
| ω | ω | ω |
| тЧ | ю со | |
| СО | co |
| А | .13 | .26 | .90 | .012 | .016 |
| В | .12 | .27 | 1.05 | .014 | .014 |
| С | .12 | .25 | 1.22 | .012 | .019 |
| Ze | shora popsaných | výsledků | vyplývají- |
cích z obr. 2 a 3 je zřejmé, že rozsah obsahu Mn+Mo bude v .% hmotnosti větší než 1,1 % a menší než 1,7 %, aby byly splněny podmínky kladené jak na pevnost v tahu, tak i na vrubovou houževnatost.
Z obr. 4 je také vidět, že Si je 50 sekund, S2 je 9,8 sekund a Ss je 1,4 sekund v případě, že obsah Mn+Mo je 1,1 hmot. °/o, a že Si je 95 sekund, S2 je 20 sekund a S3 je 2,8 sekund v případě, že obsah Mn+Mo je-1,7 hmot. %.
Ze shora uvedených výsledků vyplývá, že po zahřátí oceli podle vynálezu pod bod Аз přeměny ocel se chladí z teploty ’ 800 °C na 500 °C v době 3 až 50 Sekund a dále že se plynule ochladí z teploty 500 °C na 200 °C v době delší než 20 sekund, čímž se dostane jemná bainitická struktura.
Tímto způsobem se tedy zpracuje ocel podle vynálezu, aby se získala jemná bainitická struktura o dostatečné pevnosti v tahu a o dostatečné vrubové houževnatosti.
V případě, že se požaduje vyšší vrubová houževnatost, popouští se ocel při teplotách 500° až 680 °C pod bodem přeměny Ai.
Nyní bude uvedeno· několik příkladů provedení podle vynálezu.
V tabulce 3 jsou uvedena chemická složení, podmínky tepelného zpracování a mechanické vlastnosti oceli podle vynálezu.
Pracovní příklady tabulky 3 se vztahují na oceli podrobené tepelnému zpracování podle vynálezu bez popouštění, přičemž bylo možné dosáhnout vysoké pevnosti v tahu
| .30 | .023 | .005 | 1.20 | 54 | 10.8 | 1.6 |
| .30 | .018 | .004 | 1.35 | 65 | 13.8 | 1.9 |
| .20 | .036 | 1.42 | 70 | 13.5 | 1.9 | |
| 0 | hodnotě | vyšší | než 680 | MPa | pouze | na zá- |
kládě složení oceli zpracované podle vynálezu.
Pracovní příklady tabulky 4 se týkají oceli podrobené chladicímu zpracování podle vynálezu, za kterým následuje popouštění.
Jak je z těchto příkladů patrno, lze popouštěním značně zvýšit vrubovou houževnatost.
Obr. 5 znázorňuje vztah mezi C ekv. a mezí průtažnosti, pevností v tahu, a průtažným poměrem pro ocel podle vynálezu.
V tomto grafu jsou na úsečce naneseny hodnoty C ekv. v % a na pořadnici hodnoty meze průtažnosti, pevnosti v tahu a průtažného poměru v MPa, čímž je objasněn vztah těchto hodnot a provedeno srovnání s ocelí o vysoké pevnosti v tahu při použití obvyklého postupu kalení a popouštění.
Křivka 1 znázorňuje mez průtažnosti, křivka 2 pevnost v tahu a křivka 3 průtažný poměr oceli podle vynálezu, kdežto křivka Г znázorňuje mez průtažnosti, 2‘ pevnost v tahu, 3‘ průtažný poměr oceli obvyklého typu popsané v tabulce 1.
Z tohoto vztahu pro stejnou hodnotu C ekv. jednoznačně výplývá, že ocel podle vynálezu má vyšší mez průtažnosti a vyšší pevnost v tahu a nižší průtažný poměr než ocel běžného typu. To znamená, že pro stejný stupeň pevnosti jeví ocel podle vynálezu menší sklon к tvrdnutí pásma zasaženého svářecím teplem, nižší citlivost к tvoření prasklin ve svaru a lepší svařitelnost než oceli běžného typu.
Nízká hodnota průtažného ' poměru oceli, podle vynálezu vysvětluje její odolnost proti ·soustředěnému namáhání, ' dosažitelnost nízké ' procentové hodnoty bezpečnosti a možnost vyššího namáhání než pro jiné oceli-běžného typu.
Tabulka 5 ukazuje . vysokou tvrdost pásma zasaženého svářecím teplem pro ocel B a procento trhlin v kořenu svaru při zkoušce omezené drážkou Y, ilustrované v tabulce ' 3. ,
Z těchto výsledků je jasně patrno, že zt-vrditelnost pásma zasaženého· svářecím teplem je nízká pro pevnost větší než 680 MPa, a že se nevytváří· vůbec žádná · prasklina ve svaru bez předehřátí při použití obvyklého svařovacího postupu s krycím obloukem.
Obr. 6 znázorňuje mikrofotografii · oceli B uvedené v tabulce 3, v 500nůsobném zvětšení, z čehož je patrno, že mikrostruktura oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu je jemná bainitická struktura.
T a-bulka 3 značka .
| oceli | C | Si | Mn | P | s | Ni Cr Mo | V | Nb | B | AI | Ti | Cekv. | |
| A | ,13 | .26 | .90 | .012 | .016 | .30 | .023 | .005 | .37 | ||||
| B | .12 | .27 | 1.05 | .014 | .014 | .30 | .018 | .004 | .38 | ||||
| C | .12 | .25 | 1.22 | .012 | .019 | .20 | .036 | .38 | |||||
| D | .13 | .22 | 1.02 | .014 | .014 | .29 | .10 | .024 | .005 | .39 | |||
| E | .12 | .19 | .90 | .014 | .016 | .32 | .003 | .040 | .36 | ||||
| F | .12 | .24 | 1.12 | .011 | .018 | .23 | . 0.36 | .035 | .37 | ||||
| G | .12 | .24 | 1.02 | .014 | .015 | 1.16 | .30 | .016 | .40 | ||||
| H | .12 | .22 | .95 | .013 | .013 | 1.09 | .31 | .004 | .021 | .39 | |||
| I | .10 | .21 | .79 | .012 | .018 | 1.38 | .19 | .06 | 0.22 | .002 | .058 | .12 |
Tabulka 3 — pokračování
| značka oceli | T1) · (°C) | Sa2) (s) | Sb3) (s) | . mez průtažnosti MPa | pevnost v tahu MPa | prodloužení4 ) (%) | kontrakce vrubová | |
| (%) | houževnatost (I) | |||||||
| A | 900 | 25 | 158 | 508 | 613 | 20,56) | 76,1 | 165 |
| B | 900 | 28 | 188 | 575 | 689 | 17,56) | 69,7 | 122 |
| C | 900 | 18 | 58 | 494 | 669 | 39,85] | — | 114 |
| D | 900 | 22 | 91 | 560 | 688 | 18,06) | 72,9 | 153 |
| E | 900 | 30 | 288 | 506 | 649 | 1606) | 71,9 | 128 |
| F | 900 | 20 | 82 | 586 | 711 | 17,56) | 69,5 | 138 |
| G | 900 | 26 | 110 | 637 | 766 | 18,56) | 68,6 | 113 |
| H | 900 | 35 | 121 | 630 | 763 | 14,56) | 70,8 | 144 |
| I | 900 | 38 | 320 | 667 | 809 | 16,2®) | 67,8 | 106 |
| 1) T: | teplota austenitizace, | 2) Sa: doba ochlazení | s 800° na | 500 °C, 3) | Sb: doba | ochlazení |
s 500° na 200 °C, 4) délka vzorku = 50 mm, přitom sub 5) v témže sloupci jsou uvedeny hodnoty pro vzorek pro zkoušku tahem v podobě desky o tloušťce 20 mm, a sub · 6) hodnoty pro vzorek pro zkoušku tahem o průměru · 10 mm.
Tabulka 4
| značka | C | Si | Mn | P | s | Mo V |
| B | .12 | .27 | 1.05 | .014 | .014 | .30 |
| D | .13 | .22 | 1,02 | .014 | .014 | .29 .10 |
| značka | AI | Ti | Cekv | T1) (°C) | Sa (s) | Sb (s) |
| B | .018 | .004 | .38 . | 900 | 28 | 188 |
| D | .024 | .005 | .39 | 900 | 22 | 91 |
| značka | popouštění | mez | pevnost | prodloužení | kontrakce | vrubová |
| teplota | průtažnosti | v tahu | (%) | (%) | houževna- | |
| MPa | MPa | tost (J) | ||||
| B | 650 | 539 | 665 | 21,0 | 68,6 | 249 |
| D | 590 | 525 | 639 | 20,0 | 67,5 | 164 |
4) T: teplota austenitizace, 2) SA: doba chlazení od 800 na 500 °C, 3) Sb: doba chlazení s 500 na 200 °C.
198235
Tabulka 5
| značka | Cekv | mez průtažnosti MPa | pevnost prodloužení | kontrakce ('%) | maxim, tvrdost v pásmu zasaženém svařovacím teplem Hv | |
| v tahu MPa | (%) | |||||
| B | .38 | 575 | 689 | 17,5 | 69,7 | 268 / |
| pokračování tabulky 5 | . <r;.í;.45e- | *.....' | j | |||
| značka | procento prasknutí svaru | předehřívací teplota | ||||
| při zkoušce omezené drážkou Y | zamezení prasknutí kořene | |||||
| . bez předehřátí 50 °C | 100 ’ | °c | svaru | |||
| B | O O | O | teplota místnosti |
PŘEDMĚT VYNALEZU
Claims (3)
- PŘEDMĚT VYNALEZU1. Způsob tepelného zpracování svařitelných konstrukčních.ocelí o vysoké pevnosti v tahu, o složení 0,05 až 0,15 hmotnostních proč, uhlíku, 0,05 až 0,6 hmotnostních % křemíku, 0,5 až 1,4 hmotnostních % manganu, 0,1 až 0,8 hmotnostních % molybdenu, přičemž obsah manganu a molybdenu . je v rozmezí 1,1 až 1,7 hmotnostních °/o, a které dále obsahují 0,01 až 0,09 hmotnostních % hliníku a 0,001 až 0,15 hmotnostních % titanu, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci, a dále obsahují stopy až 2,0 hmotnostních % niklu, stopy až 0,12 hmotnostních % vanadu, stopy až 0,04 hmotnostních °/o niobu, stopy až 0,005 hmotnostních % boru, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinací, zbytek železo a nečistoty z tavení, vyznačující se tím, že ocel se zahřívá na teplotu 850 až 980 °C nad bodem přeměny Аз, ochladí se v časovém období 3 až 50 sekund s teploty 800 na 500' °C a potom se po dobu nejméně 20 sekund, maximálně 600 sekund, plynule chladí s teploty 500 na 200 °C.
- 2. Způsob podle bodu 1 vyznačující se tím, že se ocel pak popouští při teplotách 500 až 680 °C pod bodem přeměny Ai. -
- 3 listy výkresů
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP536568 | 1968-01-31 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CS196235B2 true CS196235B2 (en) | 1980-03-31 |
Family
ID=11609124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CS64369A CS196235B2 (en) | 1968-01-31 | 1969-01-31 | Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| AT (1) | AT319304B (cs) |
| BE (1) | BE727763A (cs) |
| CH (1) | CH506625A (cs) |
| CS (1) | CS196235B2 (cs) |
| DE (1) | DE1905474B2 (cs) |
| FR (1) | FR1600122A (cs) |
| GB (1) | GB1253739A (cs) |
| NL (1) | NL163567C (cs) |
| NO (1) | NO124649B (cs) |
| PL (1) | PL79951B1 (cs) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5397922A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of non-refined high tensile steel |
| US4472208A (en) * | 1982-06-28 | 1984-09-18 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Hot-rolled high tensile titanium steel plates and production thereof |
| JPH0441616A (ja) * | 1990-06-06 | 1992-02-12 | Nkk Corp | 低硬度で且つ耐摩耗性および曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼の製造方法 |
| US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
| US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
| US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
-
1968
- 1968-12-30 FR FR1600122D patent/FR1600122A/fr not_active Expired
-
1969
- 1969-01-24 PL PL13136269A patent/PL79951B1/pl unknown
- 1969-01-30 NO NO36569A patent/NO124649B/no unknown
- 1969-01-30 CH CH143769A patent/CH506625A/de not_active IP Right Cessation
- 1969-01-31 GB GB536269A patent/GB1253739A/en not_active Expired
- 1969-01-31 BE BE727763D patent/BE727763A/xx unknown
- 1969-01-31 AT AT01018/69A patent/AT319304B/de not_active IP Right Cessation
- 1969-01-31 DE DE19691905474 patent/DE1905474B2/de active Pending
- 1969-01-31 NL NL6901638A patent/NL163567C/xx not_active IP Right Cessation
- 1969-01-31 CS CS64369A patent/CS196235B2/cs unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| NL163567C (nl) | 1980-09-15 |
| CH506625A (de) | 1971-04-30 |
| NO124649B (cs) | 1972-05-15 |
| DE1905474A1 (cs) | 1971-07-08 |
| AT319304B (de) | 1974-12-10 |
| NL163567B (nl) | 1980-04-15 |
| NL6901638A (cs) | 1969-08-04 |
| DE1905474B2 (de) | 1971-07-08 |
| PL79951B1 (cs) | 1975-08-30 |
| GB1253739A (en) | 1971-11-17 |
| BE727763A (cs) | 1969-07-01 |
| FR1600122A (cs) | 1970-07-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1375694B1 (en) | Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same | |
| NO343350B1 (no) | Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner | |
| JP4892978B2 (ja) | 耐ｓｓｃ特性に優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
| JP3233828B2 (ja) | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| CS196235B2 (en) | Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength | |
| JPS6267113A (ja) | 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法 | |
| CS196236B2 (en) | Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength | |
| CS196437B2 (en) | Method of heat treatment of steel having high tensile strength | |
| NO321782B1 (no) | Fremgangsmate for fremstilling av martensittisk rustfritt stalror og anvendelse av dem i en olje- eller naturgassbronn. | |
| JP6926409B2 (ja) | 高強度鋼板及び溶接継手の製造方法 | |
| RU2726056C1 (ru) | Листовой прокат, изготовленный из высокопрочной стали | |
| JPH05156409A (ja) | 耐海水性に優れた高強度マルテンサイトステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP3233826B2 (ja) | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JPH0219175B2 (cs) | ||
| KR100448623B1 (ko) | 표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 중탄소 선재의 제조방법 | |
| KR100431847B1 (ko) | 페라이트 탈탄층을 이용한 고실리콘 첨가 중탄소 선재의제조방법 | |
| JP4710423B2 (ja) | 耐ｓｓｃ特性に優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| KR100415675B1 (ko) | 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강과 이 강조성을 갖는볼트 및 이 강조성을 갖는 강가공물의 제조방법 | |
| JPS61272316A (ja) | 耐応力腐蝕割れ性のすぐれた超高張力鋼の製造法 | |
| KR100363194B1 (ko) | 고인성 볼트의 제조방법 | |
| JPH0229727B2 (ja) | Dorirukaraayobokonoseizohoho | |
| JPS62263922A (ja) | 鍛鋼の製造法 | |
| JPS63145711A (ja) | 低温靭性にすぐれる高張力鋼板の製造方法 |