CS196236B2 - Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength - Google Patents

Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength Download PDF

Info

Publication number
CS196236B2
CS196236B2 CS64569A CS64569A CS196236B2 CS 196236 B2 CS196236 B2 CS 196236B2 CS 64569 A CS64569 A CS 64569A CS 64569 A CS64569 A CS 64569A CS 196236 B2 CS196236 B2 CS 196236B2
Authority
CS
Czechoslovakia
Prior art keywords
steel
tensile strength
seconds
weight
cooling
Prior art date
Application number
CS64569A
Other languages
English (en)
Inventor
Kazuhisa Suzuki
Toshikazu Shimoyama
Original Assignee
Kazuhisa Suzuki
Toshikazu Shimoyama
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 Kazuhisa Suzuki, Toshikazu Shimoyama filed Critical Kazuhisa Suzuki
Publication of CS196236B2 publication Critical patent/CS196236B2/cs

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D1/00General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18Hardening; Quenching with or without subsequent tempering

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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 svařovatelné konstrukční ocele s vysokou pevností v tahu o složení v % hmotnosti 0,05 až 15 % uhlíku, 0,05 až 0,6 % křemíku, 0,1 až 1,4 % manganu, 0,5 až 4,5 % niklu, 0,1 až 1,4 % chrómu, 0,1 až 0,8 % molybdenu, přičemž hodnota součtu množství manganu, niklu, chrómu a molybdenu je v rómezí 1,6 až 4,2 % a dále obsahující 0,01 až 0,09 % hliníku a 0,001 až 0,15 % titanu jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci a případně ještě stopy až 0,12 % vanadu, stopy až 0,04 %. niobu a stopy až 0,005 % boru, individuálně nebo ve vzájemné kombinaci, přičemž zbytek je železo a nečistoty.
Jak je ilustrováno v tabulce 1, získávají se běžně ocele s vysokou pevností v tahu pro svařované konstrukce kalením a popouštěním po jejich tepelném zpracování, čímž se zvětší jejich pevnost v tahu i vrubové houževnatosti a jejich strukturou je temperovaný martenzit.
Tyto ocele s vysokou pevností v tahu mají při tomto běžném zpracování kalením a popouštěním vysoký průtažný poměr, to je poměr meze průtažnosti к pevnosti v tahu, a po dosažení meze průtažnosti je jejich deformace a absorbovaná energie až do prasknutí velmi snížena, což vyvolává malou o2 dolnost proti soustředěnému namáhání konstrukcí.
Jestliže stupeň bezpečnosti se vyhodnocuje na základě průtažného poměru, je třeba zajišťovat při praktickém použití vysoký stupeň bezpečnosti zvýšením průtažného poměru.
Jestliže se však průtažný poměr zvětšuje, musí být přípustné namáhání takové ocele nízké, přičemž zároveň musí být tloušťka desek svářených ocelových konstrukcí velmi značná, takže konstrukce jsou těžké. Taková ocel, s vysokou pevností v tahu získanou kalením a popouštěním, musí být dále popouštěna při vysokých teplotách, například nad 600 °C, aby se zvýšila její vrubová houževnatost.
V důsledku této tendence musí být obsah legovacích prvků v takové oceli vysoký vzhledem к požadované pevnosti.
Při zvyšování pevnosti ocele se tedy zvýší uhlíkový ekvivalent, který bude nadále označován Cekv, a pro nějž platí Cekv == = C-J-l/24 Si+1/6 Mn+1/40 Ni+1/5 Cr + + 1/4 Mo-j-1/14 V.
Když se zvyšuje sklon pásma, zasaženého svářecím teplem, ke tvrdnutí, zvyšuje se také citlivost ke vzniku prasklin ve svaru, s tím výsledkem, že také předehřívací teploty pro takovou ocel musí být vysoké, jak je znázorněno v tabulce 1, aby se zabránilo vytvoření prasklin ve svaru.
Shora uvedené nevýhody dosavadních ocelí odstraňuje způsob tepelného zpracování oceli sestávající v % hmotnosti z 0,05 až 0,15 % C, 0,05 — 0,6 % Si, 0,1 — 1,4'% Mn, 0,5 — 4,5 % Ni, 0,1 — 1,4 % Cr a 0,1 — 0,8 proč. Mo, a kromě toho z 0,01 — 0,09 % AI nebo/a 0,001 — 0,15 % Ti, přičemž hodnota Mn-|-Cr+Mo je v rozmezí 1,6 — 4,2 % a zbytek je Fe a nevyhnutelné nečistoty podle vynálezu, jehož podstata spočívá v tom, že se ocel zahřeje ňa 850 až 980 °C nad bod přeměny Аз a pak se ochladí v době 2,1 až 80 sekundy z teploty 800 na 500 °C a potom v době nejméně 15 sekund, maximálně 1200 sekund, se ochladí ž teploty 500 na 200 °C.
Podle dalšího provedení vynálezu se ocel pak popouští při teplotách 500 až 680 °C pod bodem přeměny Ai.
Та bulka
O O O CD
CD to ID Ю
tH tH rH 04
ιη
CM in CD~
00~ CO co in
CD CD CD CO
04 in ID Lf£
00 ČQ4 об CD
rH 04 04 04
CD
&
04 &
ID CD ID
ID CD СГ)
<—N
H H £ Pi
a a Cf a
o o o o
r-4 CD 00 CD
0) yH
o
O H H
Д
1) kalení ve vodě a popouštění
2) Cekv = C+l/24 Si+1/6 Мц + 1/40 Ni-ψ 1,5 Cr+1/4 ΜοψΙ/14 V.
. 8 .2 3 8
...... 6
Tím se dosáhne ocele s bainitickou strukturou o vysoké pevnosti v tahu pro svařované konstrukce. .....
Jelikož vynálezem byl překonán známý poznatek, že je nesnadné vyrobit ocel se širokým rozsahem pevnosti v tahu v důsledku předpokládané nízké vrubové houževnatosti bainitické struktury, znamená vynález pokrok v tom směru, že vytváří ocel s vysokou pevností v tahu, s bainitickou strukturou, s vysokou · vrubovou houževnatostí.; a s nízkým sklonem ke · tvoření prasklin ' ve svaru.
Ocele tepelně zpracované podle vynálezu lze samozřejmě používat například pro výrobu ocelových desek, výrobků z kujné oceli, lité oceli, tvarové oceli, jako jsou ocelové trubky, tyčová ocel a ocelové dráty.
Složení ocele a její tepelné zpracování podle vynálezu bude podrobněji vysvětleno v souvislosti s přiloženými výkresy. ?
Na obr. 1 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Ni a energií zpracované ocele podle vynálezu, absorbovanou při Charpyho vrubové zkoušce rázem při vrubu tvaru V, na obr. 2 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn + Ni -j- Cr -J- Mo, mezí průtažnosti a pevnosti v tahu u ocele zpracované podle vynálezu, na obr. 3 je· gráf znázorňující vztah mezi · množstvím V, mezí průtažnosti a pevností v tahu u ' ocele zpracované podle vynálezu, na obr, 4 je rovněž graf znázorňující vztah mezi množstvím V a absorbovanou energií ocele zpracované podle vynálezu při Charpyho vrubové zkoušce rázem/ na obr. <5 je diagram pro přeměnu ocele plynulým chlazením následujícím po tepelném zpracování -podle vynálezu, na obr. 6 je graf · · ' znázorňující vztah mezi množstvím Μη -f- Ni -f- Cr + Mo a mezi chladicí dobou zpracované ocele podle vynálezu, na obr. 7 je graf znázorňující vztah mezi uhlíkovým ekvivalentem a mechanickými vlastnostmi océle zpracované podle vynálezu a na obr. 8 a 9 jsou snímky znázorňující mikrostrukturu ocele · opracované podle vynálezu.
Ocel zpracovaná podle vynálezu obsahuje v % hmotnosti 0,05 až 0,15% C, 0,05 až 0,6 % Si, 0,1 až 1,4 · % Mn, 0,5-.až 4,5 % Ni, 0,1 až 1,4 % Cr, a 0,1 až 0,8 % Mo a kromě toho 0,01 až 0,09 % AI nebo 0,001 až 0,1 % Ti a dále, v případě potřeby, přísadu jednoho nebo dvou z těchto ' prvků nejvýše 0,12 % V, nejvýše 0,04 % Nb á nejvýše 0,005 % B. ·
Když obsah C je v % hmotnosti vyšší než 0,15 % může pásmo zasažené svářecím teplem značně ztvrdnout, dochází ke tvoření trhlin ve svaru a vytvoří se v důsledku tepelného zpracování martenzitieká struktura, z kterýchžto důvodů musí být obsah C menší než 0,15 % a větší než 0,05.· % se. zřetelem na nutnost vysoké pevností·' v tahu. .
Když obsah Si je v % hmotnosti vyšší než 0,6 %, pak se zhorší svařitelnost ocele a se zřetelem k tomu, že při výrobě ocěle je obsah
Si povšechně ..větší než 0,05 %, bude se množství. Si pohybovat v'rozmezí ' 0,05' až 0,6 procent.· . :
Podobně' jako C je Mn účinný legovací prvek pro ' podpoření pevnosti ocele v tahu, avšak při' zvyšování jeho' obsahu se zhoršuje svařltelnost ocele stejně jako při zvyšování obsahu uhlíku.
Z toho důvodu musí být obsah Mn z hlediska dosažitelné pevnosti v tahu vyšší než ;0,l % a současně z hlediska ' ' svařitelnosti -•OT^i^iší než 1,4 7%, aby se ' zabránilo vytváření martenzitické ' ' ' struktury při tepelném zpracování. 4
I ' když Ni,.· jak ' . ' známo, je účinný legovací prvek pro zvýšení . . vrubové houževnatosti, mají jeho účinná' , · množství zcela určitou hranici.
Obr. 1 ukazuje vliv obsahu Ni na vrubovou houževnatost. · po tepelném zpracování podle vynálezu. .
Na tomto výkresu ' ' vyznačuje úsečka obsah Ni v hmotnostních · % a na ' pořadnici je nanesena absorbovaná energie VEO' v J při Charpyho vrubové zkoušce; · rázem při vrubu V o hloubce · 2 ' mm. Z grafu je vidět, že přísada Ni v množství větším než 0,5 % působí ve smyslu · zvýšení vruboyé houževnatosti, avšak 'že . přísada v množství větším než 4,5 % je v . ' tomto' ohlédu 'neúčinná, jak vyplývá z dolní ' . křivky, takže obsah ÍM1 je určen rozmezím 0,5 ' až 4,4 %. · '
Obsah Cr musí.·, 'být v % hmotnosti větší než 0,1 %, aby · byla . · vytvořena ' bainitická struktura a zvýšena ' pevnost . v tahu, avšak množství větší jnež '1,4 ' % ' by způsobilo' zhoršení svařitel.ncštt ' ocele a kromě ' toho nelze očekávat.·' zvýšení ; pevnosti v tahu tepelným zpracováním ' ' podle vynálezu v tomto případě, takže obsah· · Cr j určen intervalem 0,1 až 1,4 %.'+4
Obsah Mo musí ' být také v % hmotnosti vyšší než 0,1 %, ' aby' byla · vytvořena bainltická struktura a · zvýšena pevnost v tahu, avšak množství větší než 0,8 % Mo by 'vedlo ke- ztvrdnutí ''' pásma. zasaženého svářecím teplem a ke · zhoršení svařitelnosti a současně, stejně' ' jako ' v , .případě Cr, ηθίζθ očekávat při tepelném · . zpracování podle vynálezu zvýšení pevnosti v 'tahu,· takže obsah Mo se bude pohybovat v rozmezí 0,1 až 0,8 procent. .
Obr. 2 ukazuje · vliv · složení ocele na pevnost, přičemž úsečka udává v hmotnostních % množství · podílu Mn 4- Ni -j- Cr -J+ Mo' jako parametr a pořadnice · udává mez průtažnosti a ' pevnost v tahu. Křivka proložená prázdnými · kroužky udává 'průběh pevnosti v tahu, křivka proložená prázdnými trojúhelníčky udává průběh meze.průtažnosti. 4 jak z ' tohoto vztahu vyplývá, musí, být hodnota součtu-v ' % hmotnosti Mn -j- Ňi + + Cr + Mo vyšší než · 1,6 % . popřípadě vyšší než 2 %, popř. · · vyšší než 3,8 %, popř.
vyšší než 4,2 %, aby se dosáhlo pevnosti v tahu vyšší než 686 · MPa, popř. vyšší než
198236
785 MPa, popř. vyšší než 883 MPa, popř. vyšší než 981 MPa.
Obsah AI musí být v °/o hmotnosti vyšší než 0,01 až 0,09 o/o za účelem odkysllčehř a vytvoření jemných krystalických čášr tic při výrobě ocele, avšak obsah vyšší než 0,09 O/o AI by vedl ke snížení vrubové houževnatosti v rozporu s původním účelem, kdežto menší množství než 0,01 % AI by nemělo vůbec žádný účinek.
Pro dosažení odkysllčení a vytvoření jemných krystalických částic lze také užít Ti s téměř stejným účinkem jako AI. V tomto případě , zůstane obsah Ti s výhodou v rozmezí 0,001 až 0,15 %. Je také možné pro tento účel užít kombinace obou prvků AI a Ti.
I když prvek V působí ve smyslu zvyšování pevnosti v tahu, příliš velké množství tohoto prvku může snížit příliš velkou vrubovatost.
Na obr. 3 vyznačuje úsečka obsah V v hmotnostních % a pořadnice uvádí mez průtažnosti a pevnost v tahu v MPa, přičemž je vidět, že jak mez průtažnosti, tak pevnost v tahu se zvyšují, když vzrůstá množství V. Křivka proložená prázdnými kroužky značí pevnost v tahu, křivka proložená prázdnými trojúhelníky značí mez průtažnosti.
Obr. 4 znázorňující křivkou proloženou prázdnými kroužky vztah mezi obsahem V a vrubovou houževnatostí, přičemž úsečka označuje obsah V v hmotnostních % a pořadnice vyznačuje absorbovanou energii VEO (J) při Charpyho vrubové zkoušce nárazem při vrubu V o hloubce 2 mm. Z tohoto vztahu vychází že obsah V, který nevyvolá sníženi vrubové houževnatosti, musí být v % hmotnosti menší než 0,12 %, z kteréhožto důvodu se tento obsah 0,12 % pokládá za přiměřený pro účely vynálezu.
Rovněž prvky Nb а В působí ve smyslu zvyšování pevnosti v tahu, avšak jejich příliš velký obsah by vedl ke snížení vrubové houževnatosti, takže obsah Nb je určen na hodnotu nižší než 0,4 hmot. % a obsah V na hodnotu, nižší než 0,005 hmot. °/o, což jsou meze pro zabránění podstatného snížení vrubové houževnatosti.
Ve složení oceli jsou také přítomny některé nevyhnutelné nečistoty.
Nyní bude podrobně vysvětleno tepelné zpracování ocele podle vynálezu.
Obr. 5 je graf znázorňující transformační diagram CCT pro plynulé chlazení z 900 tet. Celsia a to u ocele obsahující v % hmotnosti 0,11 % C, 0,20 θ/ο Si, 0,28 % Mn, 2,51 % Ni, 1,12 '% Cr, 0,28 % Mo a 0,025 % AI. Na úsečce je nanesena chladicí doba v sekundách, v logaritmickém dělení, z teploty 800 °C a pořadnice vyznačuje teploty ve stupních Celsia, lineárním dělení, pro transformační oblasti ocele, přičemž A představuje oblast austenitu, F oblast počátečního feritu, В oblast bainitické struktury a M oblast martenzitické struktury, přímka a—b—c znázorňuje počáteční bod přeměny martenzitické struktury, přímka d—e přibližně koncový bod přeměny martenzltické struktury a křivka e—f koncový bod transformace bainitické struktury.
Chladicí křivka 1 představuje kritickou křivku chladnutí pro vytvoření počátečního feritu, křivka chladnutí 2 představuje kritickou křivku chladnutí pro přeměnu celé struktury na bainltičkou a křivka 3 chladnutí představuje kritickou křivku chladnutí pro přeměnu celé struktury na martenzitickou.
Z tohoto transformačního diagramu CCT je vidět, že počáteční ferit se tvoří při chlazení pomalejším než je křivka chladnutí 1, pevnost v tahu a vrubová houževnatost se snižují, že celá struktura se přeměňuje na martenzit při chlazení rychlejším než je křivka chladnutí !3, přičemž se dostane vysoká pevnost v tahu, avšak značně se sníží vrubová houževnatost, a že struktura bainitu a martenzitu se vytvoří při chlazení mezi křivkami 2 a 3, avšak nelze očekávat zvýšení vrubové houževnatosti v důsledku příměsi martenzitu.
Pro zajištění jak uspokojivé pevnosti v tahu, tak i současně žádané vrubové houževnatosti, je důležité vytvoření bainitické struktury, pročež se ocel musí chladit v rozmezí křivek chladnutí 1 a 3 na 500 °C, což je přibližně teplota počátečního martenzitického bodu.
Chladicí doba při chlazení od 800 °C na 500 °C musí být v rozmezí od S3 sekund do sekund. Chladící podmínky od teploty 500 °C níže musí mít, jak známo, vyjádřený vztah к martenzitické přeměně. Bylo takto zjištěno, že od kritické křivky chladnutí 2, aby se celá struktura stala bainitlckou, musí doba chladnutí při chlazení od 500 na 200 °C mít hodnotu S2 sekund, takže se při chlazení v období delším než S2 sekund z teploty 500 °C na 200 °C nevytvoří vůbec žádná martenzitické struktura.
V důsledku shora uvedených podmínek musí být doba chlazení z teploty 800 na 500 st. C mezi S3 a Si sek. a potom doba chlazení od 500 na 200 °C musí probíhat po více než sekund, aby příslušnou přeměnou se celá struktura přeměnila na bainitickou.
Tyto údaje o kritickém čase chlazení mají souvislost se složením ocele; tabulka 2 proto ukazuje hodnoty Si, S2 a S3 a složení pro různé typy ocelí podle vynálezu, jak byly získány z transformačního diagramu CCT pro plynulé chlazení.
Obr. 6 ukazuje vztah mezi chemickým složením ocele a obdobími Si, S2 a S3, přičemž úsečka vyzftačuje jako parametr chemického složení procentovou hodnotu součtu Mn + Ni + Cr + Mo a pořadnice vyznačuje v sekundách doby Si, S2 a Ss v logaritmickém dělení, pro označení jejich vzájemného vztahu.
Ze vztahu mezi procentovým podílem
Mn -j- N1 -f- Cr -j- Mo a pevností v tahu,
19.9.23.6 jak je ' znázorněno · v obr. 2,· dostanou se chladicí · podmínky potřebné ' pro vytvoření bainitické ~ . struktury v · , poměru k ' · procentovému rozsahu v součtu · Mn ,-J- Ni Cr ,.-|4- Mo takto: .. .
Jestliže součet · Mn + Ni --Cr + Mo , · je v rozmezí 1,6 až 3,2 hmot. . % ., pak · chladicí doba z teploty 800 ·na 500 °C ' bude v rozmezí 2)1 až. 54 · sekund ' a · doba plynulého · chlazení ,od 500· na 200 °C bude větší než 16 .sekund, ....
V případě, že součet Mn. · + Ni·' H- Cr -j-M.o je v rozmezí 3,2 až 3,8 hmotnostního °/o, bude doba chlazení od 800 „ na 500 °C v rozmezí 2,3 — 70 sekund a období plynulého· chlazení od. 500 na „ 200 °C bude vyšší než 20 sekund. ·
Jestliže · součet Mn -j- Ni --· Cr -j- · Mo bude v rozmezí 3,8 až 4,2 hmotnostního' ' %, bude .. chladicí · doba '.pro '.chlazení ..· od .800.' .na 500 °C · · v, ·. rozmezí 2,4 až 80· -sekund a · doba plynulého chlazení · od 500 na · '200' °C · bude d.elší než 24 ..sekundy. : .
„Takto · · je možné · tepelným- · · zpracováním podle · vynálezu · dosáhnout. · jemné b.ainltické struktury · ocele a · zaručit · . dostatečnou pevnost v tahu, · jakož i · · vrubovou · · houževnatost,. ' ' .
Je-li zapotřebí větší vrubové houževnatosti, ' ·dosáhne se toho · · popouštěním · ocele při · teplotách pod transformačním · bodem Ai. , . . . .. . . ·.
oo . oo m m ca oo CM · CM rH CM tH O O O O O O o iq чл cn oo xtj oq co ' ' τ-í rH τ-f r-í r-Ч* r-i CM* T-i
CM M CD CO 00
UD O? oo* w s o 00 * o Ю ” CM rH číslo Č Si Μη P S Ni Cr Mo V Nb B AI Mn-f-Ni Si +Cr+Mo (s)
rH CM 00 CO xtl o 00
CD CD CD CD o UJ Cs rH гЧ CM гЧ
O) XD cn 00 OD Ю о CD
O cm. rH cm. CO r4 CD гЧ
CM CM cm’ CM* CM co* со
in гЧ rH O P
СО тЧ Ь тЧ CO ιη гЧ гЧ гЧ 00 СО СМ о о о о о о
SHncobCDinn соеосососо^щсм
CM CO CO CO CO CO CO rH * ’ * ’ ’ ‘ rH r-í ri O CO rl Ю · rH Ю rH co c> cq · t> cq m iq rH rH CM*
CJCCiSMMOťO «5CDoO0QCDM<UDNl
M(COCDCOCttO rHrHrrrCNNrlM
CicMCCcorrisaprH rrlrlrlr-OOrl
Ю CO Μ « O H CO ri rl rH rl rl
196.23:6
Je tedy zřejmé, že v případě potřeby lze sáhnout k obdobným popouštěcím zpracováním.
Nyní bude podrobněji vysvětleno několik příkladů provedení podle vynálezu.
Tabulka 3 obsahuje chemické složení, zahřívací podmínky a mechanické vlastnosti pro různé typy ocele podle · vynálezu.
U ocelí podle tabulky 3 se sice provádí tepelné zpracování za podmínek určených vynálezem, avšak neprovádí se žádné . popouštění, aby bylo jasně vidět, že pouhým zpracováním podle vynálezu lze dosáhnout vysoké pevnosti v tahu a vysoké vrubové houževnatosti.
Na rozdíl od toho obsahuje tabulka 4 několik provedení, při nichž se ocele chladí způsobem podle vynálezu a potom se popouštějí.
Jak z těchto provedení vyplývá, může být popouštěním zlepšena vrubová houževnatost a je kromě toho možné zlepšit tuto vrubovou houževnatost bez snížení pevnosti v tahu, což závisí na teplotách použitých pro popouštění.
Obr. 7 znázorňuje vztah mezi uhlíkovým ekvivalentem Cekv. a mezí průtažnosti, pevností v tahu a průtažným poměrem, přičemž na úsečce je nanesen · Cekv. · a na levé pořadnici mez průtažnosti, pevnost v tahu a na pravé pořadnici v nepojmenovaných jednotkách průtažný poměr, aby byla jednak prokázána souvislost mezi nimi a jednak bylo provedeno · srovnáni s ocelí o vysoké pevnosti v tahu, která byla kalena a popouštěna obvyklým postupem.
Křivka 1 v obr. 7 ukazuje mez průtažnosti ocele zpracované podle vynálezu, křivka 2 · pevnost v tahu této ocele a křivka 3 průtažný poměr pro touž ocel, kdežto křivka 1‘ ukazuje mez průtažnosti obvyklé ocele, křivka 2‘ ukazuje pevnost v tahu · této ocele a křivka 3‘ ukazuje průtažný poměr pro touž ocel.
Z těchto vztahů je při stejném Cekv. vidět, že mez průtažnosti a pevnost v tahu je u ocele · zpracované podle vynálezu vyšší než u obyčejné ocele, kdežto průtažný poměr ocele podle? vynálezu je . nižší než průtažný poměr · obyčejné ocele. : ·
Je dále vidět, že Cekv. u ocele zpracované podle vynálezu · může být · nižší než Cekv. u obyčejné ocele·· při · stejném, stupni pevnosti v tahu.
Jinými slovy, bude při stejném stupni pevnosti v tahu to ^pásmo océlg zpracované podle vynálezu, · jež bylo zasaženo svářecím teplem, méně vytvrzeno svářecím teplem a jeho sklon ke tvoření trhlin ve svaru bude tedy menší. · než · · u obyčejné · ocele, čímž bude mít ocel zpracovaná · podle vynálezu lepší svařitelpost než obyčejná ocel.
Okolnost, že průtažný poměr ocele zpracované podle · vynálezu je nižší než u obyčejné ocele, je důvodem k tomu, · že ocel zpracovaná podle vynálezu je· spolehlivější při soustředěném · namáhání při srovnání s obyčejnou-ocelí, takže · lze dosáhnout nižšího · bezpečnostního činitele a · vyššího přípustného namáhání · při rozvrhu konstrukcí. |
Pro podání příkladu· mikrostruktury ocele je struktura ocele č. 8 · a oceíle č. 18 udané v tabulce 3 znázorněna na obr. J3, popř.na obr. 9, při 500násó'bném zvětšení.
Z těchto mikrostruktur jasně vyplývá, že ocel zpracovaná podle vynálezu má jemnou bainitickou strukturu.
Tabulka 5 udává ··maximální · tvrdost...pásma zasaženého svářecím teplem pro-ocel č. 18 při pevnosti v tahu ve velikostním řádu 981 MPa a při · udání procenta případů praskliny v· kořeni -při zkoušce na prasknutí svaru provedené v omezení na drážku Y. :
Z těchto výsledků okamžitě' · vyplývá, že ztvrzovací vlastnosti · · takového .pásma zasaženého svářecím· teplem jsou značně nízké na tak vysokou pevnost v tahu, jakou je řádově 981 MPa, takže je mo^né dokonale zabránit prasklině ve svaru, jestliže se provede předehřátí · pří · 70 °C za ' · použití normálního sváření s krytým obloukem.
Ve srovnání, s ·.běžnýml · ocelemi o pevnosti v tahu velikostního · řádu · 981 MP.a podle tabulky č. 1 má ocel podle vynálezu značně lepší svařitelnost.
CDCDC^CQ^^OrHCDxrOCOtSCD^COtor^ '^^^^'^'^'^'tf^^COtoto^to^to^
СО 00 to CM CM rH О О о to
CM со тН о
toCOOÚOOtoCDoOCDCDtoto^COrHrx.crjtoLO rHCM^r-lrH^rHCMr-ICOT-ICMCMt—iT-i—Jr-jCM о о о о о о о о О О О О О Я q q q о
м< о
Mí ь> © гН
S ΜΪ со со <М й $0 СМ “ СМ
Tabulka •rH ^СЧСОНОСОСЧОТаОгЧ t> to to СО ь. ср со to о со
СМ* гН γ—ΐ гЧ* ем о ’Ф
3! н to
N
СЛ . «гН ел
CO^COtot^COr-HCM^cOfMí^CO0303 о о о о о о о о □ о g § q q о © «© о © о о
S3t:£3^^y5dOr4cDoo££j£3coCM£J HHHr-|r4r)Hr4rJrJp)(-\Or4T4nQO О О О О о О о © о О о о 0 0 0 S 0 о
ϊ>4 СО to со со СО СМ СМ гЧ гЧ
со © 0 со о гЧ СМ гЧ СП о см ф
>
>
£ о й Г*“Н ХЗ гНСО^СМСМСМЬчЬчСО^СОС0>*СОгЧ©СОгЧ гНгЧгЧгЧгЧгЧОООООООгНгНОгНгЧ
198236
Tabulka 3 — pokračování
Označení ocele T1) (°C) SA 2) (s) Sb5) (s) Mez průtažnostl MPa Pevnost v tahu MPa Prodlou- Kontrak- VEO (J)
zem (%)4) ce ( u/o)
1 900 16 328 600 720 32.3 68.0 116
2 900 12 460 621 718 31.5 212
3 900 15 362 572 764 31.5 149
4 900 21 152 615 746 18.0 65.2 91
5 900 25 257 587 696 19.5 67.5 94
6 900 18 128 670 771 18.0 65.2 94
7 900 35 92 660 767 15.5 69.7 147
8 900 42 181 627 758 . 17.5 70.8 144
9 900 48 257 607 730 17.0 73.9 171
10 900 28 282 657 779 15.5 69.7 138
11 900 32 880 801 916 14.0 63.9 119
12 900 26 780 972 911 14.0 69.7 144
13 900 32 910 795 927 15.0 66.4 133
14 900 49 460 643 715 15.0 68.6 122
15 900 45 481 683 775 17.0 68.6 133
16 900 36 252 942 1068 14.0 66.4 161
17 900 42 322 837 1023 29.3 65
18 900 35 980 851 1003 19.5 67.3 133
1.1 T: teplota austenitizace, 2) SA: doba chlazení od 800 do 500 °c,
3) SB: doba chlazení od 500 do 200eC , 4) délka zkoušeného vzorku = = 50 mm.
Tabulka 4 '
čís. C Si Μη P S N1 Cr Mo AI Cekv. T1) Sa2) Sb3)
(°C)
18 · .11 .20 .28 0.12 .006 2.51 1.12 .28 0.25 i .47 900 35 980
pokračování ČÍS. Teplota pro popouštění (°C) Mez průtažnosti MPa Pevnost v tahu MPa . Prodloužení (%) Kontrak- ce (°/o) VEO (J) VE-50 (J)
18 580 739 8®4 · 27:5 · 71.0 223 226
500 830 983 22.3 68.5 150 57
i) T: teplota austenitlzace, 2) Sa: doba chlazení od 800 do 500 °C,
3) SB: doba chlazení od 500 do 200 °C,: vzorek pro zkoušku na pevnost v tahu měl
průměr 14 mm, délka 50 mm. č z z ; ” ·-
Tabulka 5
Čís. Cekv. Mez Pev- Pro- Kon- Maxlmál- Předehřívací teplota a Přede-
prů- nost dlou- trakce ní tvrdost procento prasklin ko- hřívací
tažnos- v tahu žení . (%) pásma řene při zkoušce na teplota
ti MPa (.%) zasaže- drážku Y pro za-
MPa ného svá- bez pře- 50 °C 75 °C mezení
řecím dehřátí trhlin v
e-· - -teplem . '·· kořenu
Hv
18 .47 851 1003 19.5 67.3 358 100 20 0 75
Vzorek pro· zkoušku na pevnost v tahu měl délku 50 mm.

Claims (3)

1. Způsob tepelného zpracování svařovatelné konstrukční ocele s vysokou pevností v tahu, o složení 0,05 až 15 hmotnostních % uhlíku, 6,05 až 0,6 hmotnostních % křemíku, 0,1 až 1,4 hmotnostních % manganu, 0,5 až 4,5 hmotnostních % niklu, 0,1 až 1,4 hmotnostních · l0/o chrómu, · 0,1 až 0,8 hmotnostních % molybdenu, přičemž hodnota součtu množství manganu, niklu, chrómu a molybdenu je v rozmezí 1,6 až 4,2 hmotnostních % a dále obsahující 0,01 až 0,09 hmotnostních % hliníku a 0,001 až 0,15 hmotnostních °/o titanu jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci a případně ještě stopy až 0,12 hmotnostních % vanadu, stopy až 0,04 hmotnostních % niobu a stopy až 0,005 hmotnostních % boru, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci, přičemž zbytek je železo a nečistoty, vyznačující se tím, že se ocel zahřeje na 850 až 980°C nad bodem přeměny As a pak se ochladí v době 2,1 až 80 sekund z teploty 800 na 500 °C a potom, v době nejméně 15 sekund, maximálně 1200 sekund, se chladí z 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.
4 llisty výkresů
CS64569A 1968-01-31 1969-01-31 Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength CS196236B2 (en)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP536768 1968-01-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CS196236B2 true CS196236B2 (en) 1980-03-31

Family

ID=11609183

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CS64569A CS196236B2 (en) 1968-01-31 1969-01-31 Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength

Country Status (11)

Country Link
AT (1) AT319303B (cs)
BE (1) BE727765A (cs)
CA (1) CA927256A (cs)
CH (1) CH507373A (cs)
CS (1) CS196236B2 (cs)
DE (1) DE1905473B2 (cs)
FR (1) FR2001076A1 (cs)
GB (1) GB1253552A (cs)
NL (1) NL6901640A (cs)
PL (1) PL79948B1 (cs)
SE (1) SE349329B (cs)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2201855C2 (de) * 1972-01-15 1982-03-04 Estel Hoesch Werke Ag, 4600 Dortmund Verfahren zur Herstellung von hochfesten, gut schweißbaren und kaltverformbaren Grob- und Mittelblechen und deren Verwendung
DE2231559C3 (de) * 1972-06-28 1986-07-10 Rheinstahl Hüttenwerke GmbH, 4300 Essen Verwendung eines warmfesten, niobhaltigen Feinkornbaustahles als Werkstoff für geschweißte Kesseltrommeln und andere geschweißte Druckbehälter
SE8603897L (sv) * 1985-09-19 1987-03-20 Man Nutzfahrzeuge Gmbh Forfarande for framstellning av stalkonstruktioner
EP0259448B1 (en) * 1986-02-14 1994-01-19 Indigo N.V. Liquid developer charge director control
DE3832014C2 (de) * 1988-09-16 1994-11-24 Mannesmann Ag Verfahren zur Herstellung hochfester nahtloser Stahlrohre
FI84370C (fi) * 1988-10-17 1991-11-25 Rauma Repola Oy Staol.
US5403410A (en) * 1990-06-06 1995-04-04 Nkk Corporation Abrasion-resistant steel
US5236521A (en) * 1990-06-06 1993-08-17 Nkk Corporation Abrasion resistant steel
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
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

Also Published As

Publication number Publication date
DE1905473B2 (de) 1972-07-27
FR2001076A1 (cs) 1969-09-19
CA927256A (en) 1973-05-29
DE1905473A1 (de) 1971-06-16
GB1253552A (en) 1971-11-17
AT319303B (de) 1974-12-10
CH507373A (de) 1971-05-15
NL6901640A (cs) 1969-08-04
PL79948B1 (cs) 1975-08-30
BE727765A (cs) 1969-07-01
SE349329B (cs) 1972-09-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2012005330A1 (ja) Ni添加鋼板およびその製造方法
JPS58151425A (ja) 低温靭性の優れた高耐食性クラツド鋼管の製造方法
JP2009521600A (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト及びその製造方法
WO2005056856A1 (ja) 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
EP1375694B2 (en) Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same
JP2004232022A (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
CS196236B2 (en) Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength
JP6056235B2 (ja) 溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ950MPa以上の高張力鋼板の製造方法
JP5089224B2 (ja) オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法
JPH11236644A (ja) 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法
EP1807544A1 (de) Hochfester lufthärtender stahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
JP4924047B2 (ja) 表面残留応力の絶対値が150N/mm2以下の耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法
JP6051735B2 (ja) 溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法
CS196437B2 (en) Method of heat treatment of steel having high tensile strength
CS196235B2 (en) Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength
JP5360185B2 (ja) 耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法
JP4411253B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた熱間鍛造部品およびその製造方法
JP5401915B2 (ja) 抵抗スポット溶接の継手強度に優れた高耐食性フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5245414B2 (ja) 低降伏比高強度鋼管用鋼板とその製造方法および低降伏比高強度鋼管
RU2726056C1 (ru) Листовой прокат, изготовленный из высокопрочной стали
JPS613833A (ja) 溶接性にすぐれた高強度鋼の製造方法
JPH04276018A (ja) 圧壊特性に優れたドアガードバーの製造方法
KR100363194B1 (ko) 고인성 볼트의 제조방법
JPH0860291A (ja) 耐遅れ破壊性に優れた機械構造用鋼
JPH09279303A (ja) 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