CZ299079B6

CZ299079B6 - Ocel pro bezešvé trubkové výrobky pro použití privysokých teplotách

Info

Publication number: CZ299079B6
Application number: CZ20032695A
Authority: CZ
Inventors: Arbab@Alireza; Lefebvre@Bruno; Vaillant@Jean-Claude
Original assignee: V & M France
Priority date: 2001-04-04
Filing date: 2002-04-03
Publication date: 2008-04-16
Also published as: JP2004526058A; US20040109784A1; EP1373589B1; PL196693B1; DE60201741T2; CA2442299A1; AU2002302671B8; EP1373589A1; AU2002302671B2; CZ20032695A3; CN1509342A; FR2823226B1; BR0208629B1; BR0208629A; RU2003132171A; KR20040007489A; ATE280843T1; RU2293786C2; ES2231694T3; CN1317415C

Abstract

Ocel pro bezešvé trubkové výrobky urcené pro použití pri vysokých teplotách obsahuje v procentech hmotnostních: C 0,06 až 0,20 %, Si 0,10 až 1,00 %, Mn 0,10 až 1,00 %, S 0,010 % nebo méne, Cr 10,00 až 13,00 %, Ni 1,00 % nebo méne, W 1,00 až 1,80 %, Mo tolik, že (W/2 + Mo) je 1,50 % nebo méne, CO 0,50 až 2,00 %, V 0,15 až 0,35 %, Nb 0,030 až 0,150 %, N 0,030 až 0,120 %, B 0,001 až 0,010 % a volitelne nejvýše 0,050 % hmotnostních Al a nejvýše 0,010 % hmotnostních Ca; zbytek chemického složení tvorí železo a necistoty vyplývající z procesu výrobya lití oceli.

Description

(57) Anotace:

Ocel pro bezešvé trubkové výrobky určené pro použití při vysokých teplotách obsahuje v procentech hmotnostních: C 0,06 až 0,20 %, Si 0,10 až 1,00 %, Mn 0,10 až 1,00 %, S 0,010 % nebo méně, Cr 10,00 až 13,00 %, Ni 1,00 % nebo méně, W 1,00 až 1,80 %, Mo tolik, že (W/2 + Mo) je 1,50 % nebo méně, CO 0,50 až 2,00 %, V 0,15 až 0,35 %, Nb 0,030 až 0,150 %, N 0,030 až 0,120 %, B 0,001 až 0,010 % a volitelně nejvýše 0,050 % hmotnostních Al a nejvýše 0,010 % hmotnostních Ca; zbytek chemického složení tvoří železo a nečistoty vyplývající z procesů výroby a lití oceli.

CO co

O) o

σ>

CN

N

O

Ocel pro bezešvé trubkové výrobky pro použití při vysokých teplotách

Oblast techniky

Předložený vynález se týká ocelí určených pro použití při vysokých teplotách kolem 600 až 650 °C pod zatížením, a konkrétně oceli známých jako feritické oceli s vysokým obsahem chrómu a popuštěnou martenzitickou strukturou jak při teplotě okolí, tak při provozní teplotě.

ío Oceli podle předloženého vynálezu jsou vhodné pro výrobu kovových trubkových produktů, například trubek přehříváků, trubek přihříváků, trubek sběrných komor nebo potrubních rozvodů přehřáté či přihřívané páry pro parní kotle, nebo trubek pro chemii a petrochemii.

Dosavadní stav techniky

Uvedenými produkty jsou obvykle bezešvé trubky, které se získávají zpracováváním plných tyčí z vysoce legované oceli náročnou operací plastické deformace za tepla.

Kromě feritických ocelí jakosti T22 podle ASTM A213 s obsahem 2,25 % Cr/1 % Mn (ASTM = American Society for Testing and Materials) jsou ve stavu techniky dlouho známé trubky s austenitické nerezavějící oceli jakosti TP321H, PT347H podle ASTM A213, obsahující kolem 0,05 % C, 18 % Cr, 11 % Ni a stabilizované Ti nebo Nb.

Uvedené oceli jsou díky svému vysokému obsahu chrómu velmi odolné vůči korozi působením páry, a mají, v důsledku své austenitické struktury, vysokou mez pevnosti při tečení až do 700 °C.

Naproti tomu právě jejich austenitická struktura představuje závažné nevýhody, které tyto oceli činí nekompatibilními s ocelemi s feritickou nebo martenzitickou strukturou, jejichž použití se požaduje pro další součásti parních kotlů, které jsou vystavené působení vysokých teplot v mnohem menším rozsahu; vyhledávání vhodných materiálů s feritickou nebo martenzitickou strukturou má tudíž ve spojení s uvedenými skutečnostmi velký význam.

Pro provoz při vysokých teplotách je pak známé používat ocel jakosti T91 podle ASTM A213 (používaná obvykle pro trubky malých přehříváků) nebo ocel jakosti P91 podle ASTM A335 (používaná obvykle pro největší trubky sběrných komor nebo potrubního rozvodu přehřáté páry). Oceli těchto jakostí obsahuje 0,1 % C, 9 % Cr, 1 % Mo, 0,2 % V, 0,08 % Nb a 0,05 % N a vykazují mez pevnosti při tečení po 10⁵ hod při 600 °C (a_Ri_O ⁵h6oo °c) 98 MPa.

Ocel jakosti T92 podle ASTM A213 (nebo ocel jakosti P92 podle ASTM A335) vykazuje chemické složení blízké chemickému složení ocelí jakosti T91/P91 až na to, že má značně snížený obsah Mo, a že obsahuje 1,8 % W a malé množství bóru; mez pevnosti při tečení po 10⁵ h při 600 °C (Ori(J⁵|i600 °c) této oceli je řádově 120 MPa.

Uvedené oceli T91, P91, T92, P92 obsahují 9 % Cr a někteří spotřebitelé mají za to, že takový obsah Cr není z hlediska předpokládané pracovní teploty kovu trubek přehříváků plánovaných energetických zařízení elektráren pro zajištění jejich odolnosti vůči oxidaci za tepla a/nebo odolnosti vůči korozi působením páry při teplotách nad 600 °C, zejména 650 °C, postačující.

Je známo, že přítomnost vrstvy oxidů na vnitřním povrchu trubek přehříváků, jejíž vytváření je důsledkem koroze oceli působením páry procházející skrze trubky, vyvolává tepelný odpor, který se s zvětšující se tloušťkou uvedené vrstvy zvyšuje a, při konstantním tepelném toku, má za následek zvýšení střední teploty trubek a tím značné snížení jejich provozní životnosti.

Kromě toho může odlupování takové vrstvy v případě, kdy je příliš silná, vést k hromadění jejích úlomků v ohybech trubek nebo armatur, a tím ztěžování průchodu páry s přídavným rizikem přehřívání trubek. Uvedené odlupování vrstvy oxidů může mít kromě toho za následek strhávání odloupnutých úlomků do prostoru turbíny a zapříčiňovat tak poškození jejích lopatek.

Dále je známá ocel X20CrMoV12-l (zkráceně X20) podle německé normy DIN 17175, obsahující 0,20 % C, 11 až 12 % Cr, 1 % Mo a 0,2 % V.

V této oceli se tvrdí, že je, vzhledem k obsahu Cr, více odolná vůči oxidaci za tepla než ocel T91 io než T92, je však mnohem méně odolná vůči porušení tečením než ocel T91/P91 a obtížně svařitelná, zejména v případě velkých tlouštěk.

Vzhledem ktomu by bylo výhodné ocel T91/T92, která má vyhovující mez pevnosti při tečení, avšak nevyhovující odolnost vůči oxidaci za tepla, modifikovat zvýšením jejího obsahu Cr až na

12 %, takové zvýšení obsahu Cr by však mohlo být problematické z hlediska výskytu δ feritu ve struktuře oceli, který má, z důvodu jeho houževnatosti a meze pevnosti při tečení, škodlivý vliv na tvárnost oceli (kujnost).

Zvýšený obsah Cr v oceli X20 se kompenzuje vyšším obsahem C (0,20 namísto 0,10 %) a přidá20 ním mírného množství Ni (v rozmezí 0,5 až 1 %).

Obsah C 0,20 % nebo vyšší se jeví jako ne příliš žádoucí co se týče svařitelnosti. Přidání velkého množství Ni, přestože vykazuje nevýhodu spočívající vtom, že značně snižuje bod Acl a tím omezuje maximální teplotu popouštění trubek, se také ukazuje jako škodlivé, protože má nepříz25 nivý vliv na mez pevnosti při tečení.

V patentu US-A 5 069 870 se za účelem kompenzování zvýšeného obsahu Cr v oceli s obsahem 12 % Cr navrhuje přidání Cu (austenitotvomý prvek) v množstvích 0,4 až 3 %. Přísada Cu však v případě, kdy se trubky pro přehřívače zhotovují válcováním za tepla, způsobuje problémy ohledně její kujnosti.

Další typ oceli, která má obsah 11 % Cr, 1,8 % W, 1 % Cu, je mikrolegovaná V, Nb a N, a vykazuje stejné nevýhody, je definovaná v ASTM A213 a A335 a označená TI22, respektive P122.

V japonské patentové přihlášce JP-A 04-371 551 se za účelem docílení velmi vysoké pevnosti při tečení a vyhovující rázové houževnatosti podle Charpyho (rázová zkouška; vrub V) po stárnutí u oceli obsahující 0,1 % C, 8 až 13 % Cr, 1 až 4 % W, 0,5 až 1,5 % Mn, méně než 0,20 % Si (a ve skutečnosti méně než 0,11 % Si) a mikrolegované V, Nb, N a B popisuje přidání Co (také austenitotvomý prvek) v rozmezí 1 až 5 % (a obvykle více než 2 %). Výroba takové oceli je však drahá.

Totéž platí pro oceli popsané v evropských přihláškách EP-A 0 759 490 a EP-A 0 828 010, a v japonských přihláškách JP-A 09-184 048 a JP-A 08-333 657, které obsahují více než 2 % Co, a s výhodou alespoň 3 % Co.

V evropské přihlášce EP-A 0 892 079 se také navrhuje přidání Co v množství 0,2 až 5 %, avšak pro oceli obsahující méně než 10 % Cr, což shora uvedený problém neřeší.

V japonské přihlášce JP-A 11-061 342 a v evropské přihlášce EP-A 0 867 523 se také navrhuje přidání Co, avšak společně s přidáním Cu v případě prvního dokumentu, a společně s přidáním alespoň 1 % Ni v případě druhého dokumentu. V předcházejícím popisu jsou však uvedené důsledky takových přísad a pro uvedený účel jsou tudíž nepřijatelné.

V evropské přihlášce EP-A 0 758 025 se také navrhuje přidání Co, obvykle ve velmi značném množství, jehož důvodem je zabránit tvorbě intermetalických precipitačních fází na bázi Cr, Mo,

-2CZ 299079 B6

Co, W, C a Fe, přičemž se dále navrhuje současné přidání (Ti nebo Zr) a kovů alkalických zemin (Ca, Mg, Ba) nebo kovů vzácných zemin (Y, Ce, La).

Přidání Ti nebo Zr však představuje velkou nevýhodu spočívající v tom, že dovoluje tvorbu hru5 bozmných nitridů s dusíkem obsažených v oceli a zabraňuje tak tvoření karbonitridů V Nb nejjemnější zrnitosti, které jsou důležité pro docílení vysoké meze pevnosti při tečení.

V japonské přihlášce JP-A 08-187 592 se také navrhuje přidání Co a to ve specifickém poměru obsahů (Mo + W) a (Ni + Co + Cu), tyto přísady a vzájemné poměry jejich obsahů se však navr10 hují z důvodu optimalizace složení přidávaných materiálů pro svařování, a nikoli z hlediska schopnosti snášet takové zpracovávání, které se provádějí při výrobě bezešvých trubek (tj. z hlediska kujnosti).

V japonské přihlášce JP-A 08-225 se také navrhuje přidání Co, v tomto případě se ale týká tepelného zpracování za účelem snížení množství zbytkového austenitu a nikoli optimalizace chemického složení; rozsahy chemického složení oceli jsou tudíž široké a uváděné skutečností tak nelze pro uvažované použití využít.

Podstata vynálezu

Podle předloženého vynálezu se navrhuje výroba oceli, respektive ocel:

s pevností při tečení při teplotě 600 °C a 650 °C alespoň ekvivalentní jako v případě ocelí T92/P92;

s odolností vůči oxidaci za tepla a odolností vůči korozi působením páry alespoň takovými jako v případě oceli X20CrMoV12-l;

která ve srovnání s ušlechtilými ocelemi uvedenými shora poskytuje nižší výrobní náklady bezešvých trubek, přičemž tyto výrobní náklady ovlivňují nejen přidávané legovací prvky, ale i způsob přetváření této oceli na bezešvé trubky.

Snahou původců vynálezu je současně poskytnout ocel, která umožňuje výrobu bezešvých trubek malých nebo velkých průměrů za použití širokého výběru ze stavu techniky známých technologických postupů válcování oceli za tepla, například válcování za použití Stiefelovy děrovací válcovací stolice s kalibrovanými válci pro výrobu trubek, válcovací stolice MPM, poutnické válco35 vací stolice, tažné válcovací stolice pro výrobu tlustostěnných trubek, kontinuální válcovací tratě s prodlužovací redukční stolicí, Axelovy válcovací stolice nebo planetové válcovací stolice.

S ohledem na shora uvedené skutečnosti se podle předloženého vynálezu navrhuje ocel pro bezešvé trubkové výrobky určené pro použití při vysokých teplotách, která v procentech hmotnost40 nich, obsahuje:

c	0,06 až 0,20 %
Si	0,10 až 1,00%
Mn	0,10 až 1,00%
S	0,010 až nebo méně
Cr	10,0 % až 13,00 %
Ni	1,00 % nebo méně
W	1,0 až 1,80%
Mo	tolik, že (W/2 + Mo) je 1,50 % nebo méně
Co	0,50 až 2,00 %
V	0,15 až 0,35%
Nb	0,030 až 0,150%

-3CZ 299079 B6

N 0,030 až 0,120%

B 0,001 až 0,010% a volitelně, nejvýše 0,050 % hmotnostních Al a nejvýše 0,010 % hmotnostních Ca.

Zbytek chemického složení tvoří železo a nečistoty vyplývající z procesů výroby a lití oceli.

Množství jednotlivých složek chemického složení jsou s výhodou navzájem provázaná tak, aby ocel po tepelném zpracování normalizačním žíháním v rozmezí teplotě 1050 a 1080 °C a popouštěním, vykazovala popuštěnou martenzitickou strukturu, která je prostá nebo téměř prostá δ ίο feritu.

Jednotlivé prvky, které tvoří chemické složení oceli, ovlivňují její vlastnosti následujícím způsobem:

Uhlík

Při vysokých teplotách, zejména během procesu zpracovávání kovových polotovarů za tepla nebo během austenitizace při konečném tepelném zpracování, uhlík stabilizuje austenit, výsledkem čehož je tendence snižovat tvorbu δ feritu.

Při teplotě okolí nebo při provozní teplotě existuje uhlík ve formě karbidů nebo karbonitridů s výchozím uspořádáním, jehož změna v průběhu času ovlivňuje mechanické vlastnosti oceli při teplotě okolí a při provozní teplotě.

Obsah C nižší než 0,06 % by měl sice zajišťovat získání struktury prostě δ feritu, ale současně znesnadňuje docílení požadovaných vlastností při tečení.

Obsah C vyšší než 0,20 % má škodlivý vliv na svařitelnost oceli.

Upřednostňovaný obsah C se proto pohybuje v rozmezí 0,10 až 0,15 %.

Křemík

Křemík je prvek, který zajišťuje dezoxidaci tekuté oceli a současně omezuje kinetiku oxidace za tepla vzduchem nebo párou, zejména, podle původců, při jeho synergickém působení s chrómem. Obsah Si nižší než 0,10 % je pro docílení uvedených účinků nedostatečný.

Kromě toho je Si feritotvomý prvek, jehož obsah musí být z důvodu zabránění tvorbě δ feritu omezený, a navíc má během provozu tendenci podporovat precipitaci fází způsobujících křehnutí oceli. Z uvedeného důvodu se jeho obsah omezuje na 1,00 %.

Upřednostňovaný obsah Si se proto pohybuje v rozmezí 0,20 až 0,60 %.

Mangan

Mangan podporuje dezoxidaci a váže síru. Kromě toho snižuje tvorbu δ feritu.

V množství vyšším než 1,00 % však snižuje mez pevnosti oceli při tečení.

Upřednostňovaný obsah Mn se proto pohybuje v rozmezí 0,15 až 0,50 %.

-4CZ 299079 B6

Síra

Síra vyvolává především tvorbu sulfidů, které snižují rázovou houževnatost v příčném směru a kujnost.

Obsah S omezený na 0,010 % zabraňuje při děrování sochorů za tepla během výroby bezešvých trubek tvorbě vad.

Upřednostňovaný obsah síry je proto co možná nejnižší, například 0,005 % nebo nižší, dokonce ío 0,003 % nebo nižší.

Chróm

Chróm se ve struktuře oceli nachází jak rozpuštěný v ocelové matrici, tak precipitovaný ve formě karbidů.

Za účelem docílení odpovídajícího chování při oxidaci za teplaje nezbytný minimální obsah Cr 10 %, a s výhodou 11%.

Vzhledem kjeho feritotvomé povážeje při obsahu chrómu vyšším než 13 % velmi obtížné vyhnout se přítomnosti δ feritu.

Nikl

Nikl podporuje rázovou houževnatost a zabraňuje tvorbě δ feritu, naproti tomu však podstatně snižuje teplotu Acl, v důsledku čehož se snižuje maximální teplota popouštění oceli.

Obsah Ni vyšší než 1 % je tudíž nežádoucí; navíc má nikl sklon snižovat mez pevnosti při tečení.

Vzhledem k tomu je výhodné omezit maximální obsah Ni na 0,50 %.

Wolfram

Wolfram, který se ve struktuře oceli nachází jak rozpuštěný v ocelové matrici, tak precipitovaný ve formě karbidů a intermetalických fází, představuje prvek, který je podstatný z hlediska chování oceli při tečení při teplotách 600 °C a vyšších, a proto se doporučuje jeho minimální obsah 1,00%.

Tento prvek je však drahý, vysoce segregativní a feritotvomý, a má sklon ke tvorbě intermetalic40 kých fází způsobujících křehnutí oceli.

Původci předloženého vynálezu bylo zjištěno, že není vhodné ani účelné obsah W zvyšovat nad 1,80%.

Molybden má vliv podobný jako wolfram, třeba se jeví jako méně účinný co se týče pevnost při tečení.

Jeho účinky se násobí v kombinaci s wolframem, přičemž je výhodné, jestliže je obsah (W/2 + Mo) omezený na 1,50 %.

S výhodou je obsah molybdenu 0,50 % nebo nižší.

-5CZ 299079 B6

Kobalt

Kobalt stabilizuje austenit a tím umožňuje tolerovat obsah Cr vyšší než 10 %; kromě toho zlep5 šuje vlastnosti oceli při tečení; vzhledem k tomu je žádoucí minimální obsah kobaltu 0,50 %.

Na druhou stranu tento prvek podporuje tvorbu intermetalických fází způsobujících křehnutí oceli, k jejichž precipitování může docházet při provozních teplotách; navíc je velmi drahý.

io Až doposud byl tento prvek v materiálech určených pro použití při vysokých teplotách používaný v obsazích vyšších než 2 % za účelem zlepšení jejich pevnosti při tečení.

Původci předloženého vynálezu bylo s překvapením zjištěno, že obsah kobaltu v rozmezí 0,50 až 2,00 %, a s výhodou v rozmezí 1,00 až 1,50 %, je způsobilý zajistit splnění cílů stanovených pro uvedenou ocel a zejména poskytnout optimální kompromis mezi jednotlivými, případně navzájem si odporujícími vlastnostmi (například odolnost proti oxidaci, pevnost při tečení, a kujnost), za použití poměrně jednoduché metalurgie a omezených výrobních nákladů co se týče výroby kovových produktů.

To se netýká ocelí obsahujících více než 2 % Co, které až dosud nebyly používány.

Vanad

Vanad tvoří nitridy a karbonitridy, které mají velmi jemnou zrnitost a jsou stabilní, a tím velmi důležité z hlediska meze pevnosti při tečení.

Obsah vanadu nižší než 0,15 % je pro docílení požadovaného výsledku nedostatečný.

Obsah vyšší než 0,35 % má škodlivý vliv spojený s rizikem výskytu δ feritu.

Upřednostňovaný obsah V se proto pohybuje v rozmezí od 0,20 do 0,30 %.

Niob

Niob, podobně jako vanad, tvoří stabilní karbonitridy a jeho přidání zvyšuje stabilitu sloučenin vanadu.

Obsah Nb nižší než 0,030 % je nedostatečný.

Obsah Nb vyšší než 0,15 % je nepříznivý, protože se mohou tvořit karbonitridy niobu příliš hrubého zrna a tím snižovat mez pevnosti při tečení.

Upřednostňovaný obsah Nb se proto pohybuje v rozmezí od 0,050 do 0,100 %.

Dusík

Dusík je austenitotvomý prvek a může snižovat výskyt δ feritu.

Kromě toho, a především je schopný tvořit nitridy a karbonitridy velmi jemné zrnitosti, které jsou mnohem stabilnější než další, korespondující karbidy.

Minimální obsah dusíku je proto stanovený na 0,030 %.

-6CZ 299079 B6

Obsah dusíku vyšší než 0,120% vede při zpracovávání oceli do tyčí, sochorů nebo plátů z uvažovaných ocelí ke tvorbě bublin a výsledně k výskytu defektů v konečných kovových produktech. Stejné riziko existuje při svažování během zpracovávání uvedených produktů.

Upřednostňovaný obsah N se proto pohybuje v rozmezí 0,040 a 0,100 %.

Bór

Bór, v množství vyšším než 0,0010 %, přispívá ke stabilizování karbidů.

Obsah B vyšší než 0,0100 % může však podstatně snižovat teplotu přehřátí produktů, zejména odlévaných produktů, a je tudíž škodlivý.

Hliník

Hliník není sám o sobě pro docílení požadovaných metalurgických vlastností rozhodující a proto se v souvislosti se zde uváděnými skutečnostmi považuje za zbytkový prvek; jeho přidávání je tudíž volitelné.

Je to vysoce účinný kov a ve strusce velmi účinné redukční činidlo, a umožňuje tak rychlé a velmi účinné odsíření oceli výměnou na rozhraní kov-struska.

Kromě toho je feritotvomý a váže dusík; obsahy Al vyšší než 0,050 % se tudíž nedoporučují.

V závislosti na požadavcích se může hliník, pokud je to nezbytné, přidávat až do konečného obsahu 0,050 %.

Vápník

Obsah Ca nebo Mg nižší než 0,0010 % je výsledkem výměny mezi tekutou ocelí a struskou obsahující vápno nebo oxid hořečnatý ve vysoce redukčním prostředí: tyto prvky tudíž představují nevyhnutelné doprovodné zbytky ocelářské výroby oceli.

Nicméně, vápník se může volitelně přidávat v malých množstvích kolem 0,0010 % za účelem zlepšení slévatelnosti a/nebo kontroly tvaru oxidů a sulfidů.

Obsah Ca vyšší než 0,010 % znamená obohacení kyslíkem a tím znečištění oceli, a je tudíž nežádoucí.

Další prvky

Kromě železa, které představuje základní složku oceli,a shora uvedených prvků obsahuje ocel podle předloženého vynálezu další prvky pouze jako výrobní, respektive doprovodné nečistoty: příkladem jsou fosfor a kyslík, a zbytky nedocházejí především ze šrotu přidávaného do pece při výrobě oceli, ze strusky prostřednictvím výměny na rozhraní struska-kov, za žárovzdorných hmot vyzdívek nebo z materiálů nezbytných pro procesy ocelářské výroby oceli a odlévání.

Obsahy Ti neb Zr nižší než 0,010 % pocházejí takto z hutnického šrotu a nejsou tudíž výsledkem žádného dobře uváženého a účelného přidání; navíc takové nízké obsahy nemají ve skutečnosti žádný rozhodující vliv na uvažované použití oceli.

Co se týče kujnosti oceli je třeba, pokud možno, pečlivě sledovat, aby obsah mědi (která pochází z hutnického šrotu a není výsledkem žádného dobře uváženého a účelného přidání) zůstával nižší než 0,25 %, a volitelně nižší než 0,10 %. Obsahy vyšší než uvedené mohou uvést k vyloučení

-7CZ 299079 B6 určitých technologických postupů válcování za tepla používaných pro válcování bezešvých trubek a vyžadovat použití dražších postupů průtlačného lisování.

Vztah mezi chemickým složením a obsahem δ feritu 5

Oceláři jsou na základě vzájemných poměrů mezi obsahy jednotlivých prvků chemického složení schopní vyvažovat chemické složení oceli obsahující cca 12 % Cr tak, aby ocel po tepelném zpracování vykazovala strukturu prostou nebo téměř prostou δ feritu. Výrazem „struktura téměř prostá δ feritu“ se zde míní struktura oceli neobsahující více než 2 % δ feritu, a s výhodou neobio sáhující více než 1 % δ feritu (měřeno s absolutní přesností ± 1 %).

Jeden příklad takového vzájemného poměru prvků je uvedený dále, pro uvedený účel je však možné využít libovolné, ať už ze stavu techniky známé nebo jakékoliv jiné, vzájemné poměry, které poskytují požadovaný účinek.

Příkladem takových vzájemných poměrů je Schaefflerův diagram nebo diagramy z něho odvozené, které zahrnují zejména vliv dusíku (De Longův diagram) a parametr Md odvozený na základě orbitální teorie elektronů zmiňované v teoretické stati autorů Ezaki a kol. (viz Tetsu-to-Hagane, 78(1992), str. 594).

Přehled obrázků na výkresech

Předložený vynález bude blíže vysvětlen prostřednictvím konkrétních příkladů provedení znázorněných na výkresech, na kterých představuje:

obr. 1 diagram závislosti obsahu δ feritu na parametru ekvivalent chrómu pro různé vzorky tepelně zpracovaných ocelí obsahujících 8 až 13 % Cr;

obr. 2 diagram výsledků zkoušek kujnosti oceli F podle vynálezu ve srovnání s ocelemi dalších jakostí;

obr. 3 diagram zkoušek tahem pro stejnou ocel F ve srovnání s ocelemi dalších jakostí, přičemž 3 a se týká meze kluzu a obr. 3 b meze pevnosti v tahu;

obr. 4 přechodovou křivku Charpyho rázové zkoušky vrubové houževnatosti pro stejnou ocel F ve srovnání s ocelemi dalších jakostí;

obr. 5 diagram výsledků zkoušek tečením za působení konstantního jednotlivého zařízení pro stejnou ocel F ve srovnání s ocelemi dalších jakostí; a obr. 6 řidiči křivku výsledků zkoušek pevnosti při tečení za působení různých jednotlivých zařízení jako funkci Larson-Millerova parametru pro stejnou ocel F ve srovnání s ocelemi dalších jakostí.

Příklady provedení vynálezu

První příklad: Testování zkušební tavby

Pro účely testování byla provedena zkušební tavba 100 kg oceli (F) podle vynálezu.

Na obr. 1 je znázorněná vzájemná souvislost mezi parametrem ekvivalent chrómu (Cr_equ), odvozeným na základě chemického složení (viz rovnice), a obsahem δ feritu:

Cr_equ = Cr + 6 Si + 4 Mo + 1,5 W + 11 V + 5 Nb + 8 Ti - 40 C - 30 N - 2 Mn - 4 Ni - 2 Co- Cu

Parametr Cr_equ vyplývá z teoretické stati autorů Patriarce a kol. (viz Nuclear Technology, 28 (1976), str. 516).

-8CZ 299079 B6

Na obr. 1 je obsah δ feritu, který byl změřený pomocí analýzy obrazu v optickém mikroskopu pro určitý počet taveb oceli T91, P91, T92 a X20, znázorněný jako funkce parametru Cr_equ.

Obr. 1 poskytuje analytický důkaz o tom, že množství jednotlivých prvků v oceli F leží v rozmezích daných chemickým složením definovaným v nároku 1. Cílem původců bylo docílit obsah Cr_equ 10,5 % nebo nižší, a pokud možno 10,0 % nebo nižší, a zajistit tak požadavek, aby ocel zůstala po tepelném zpracování v podstatě prostá δ feritu (obsah δ feritu nižší než 2 %, a s výhodu nižší než 1 %).

ío Tabulka 1: Chemické složení (v % hmotnostních)

Typ	oceli	Jakost	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni
Vyná	lez	F	0,12	0,48	0,22	0,013	0,002	11,50	0,23
'fi u		P91	0,10	0,30	0,40	0,015	0,002	9,00	0,15
> -Π3	♦H	X20	0,20	0,30	0,45	0,020	0,002	11,50	0,60
C > O	0 o	P92	0,10	0,30	0,40	0, 015	0,002	9,00	0,15
Ul ω		P122	0,10	0,20	0,50	0,015	0,002	11,00	0,30

W	Mc	Co	v	Nb	N	B	Al	Cu	Cr_s~₄
1,38	0,29	1,37	0,24	0,060	0,056	0,003		0, 10	9,9
	1,00	-	0,22	0,080	0,050	-	0,02	0,20	10,“
-	1,00		0,30		0,020	-	0,02	0,20	8,7
1,50	0,40	-	0,22	0,080	0,050	0,003	0,02	0,20	10, 6
1,90	0,40		0,22	0,050	0,050	0,002	0,02	0,80	10,8

Tabulka 1 uvádí jednak chemické složení oceli F a základní chemická složení srovnávacích oceli, známých ze stavu techniky, jakož i hodnoty parametru Cr_equ.

Ocel F neobsahuje žádný přídavek Ca a má obsah Al nižší než 0,010 (Al a Ca pouze jako zbytkové prvky).

Vytvořený ingot byl podroben ohřevu na teplotu 1250 °C, poté vyválcován za tepla na silný plát o tloušťce 20 mm, který pak byl podroben popouštění na odstranění vnitřních pnutí.

Z tohoto plátu byly zhotoveny zkušební vzorky pro dále popsané testování.

Nejprve byl metalografický vzorek, odebraný z uvedeného plátu v podélném směru, podrobený, za použití optického mikroskopu, přezkoumání po metalografické korozi stimulované použitím Villelova reakčního činidla.

Přítomnost δ feritu byla pozorována ve formě krátkých bílých vláken v zónách segregovaných na feritotvomých prvcích (Cr, W, Mo...). Jeho obsah byl za použití řádové analýzy obsahu stanoven na 0,50 %, tj. množství blízké nule.

Poté byly zkušební vzorky odebrány v příčném směru a podrobeny zkouškám kovatelnosti za tepla střední deformační rychlostí 1 s¹.

-9CZ 299079 B6

Zkoušky kovatelnosti byly pro účely porovnání provedeny na uvedených vzorcích oceli F a na vzorcích odebraných z tyče o průměru 310 mm z válcované oceli P91 a z tyče o průměru 230 mm z válcované oceli P92.

Na obr. 2 jsou znázorněné výsledné redukce plochy.

Z obr. 2 může být vidět, že redukce plochy zůstává při teplotách v rozmezí od 1200 do 1320 °C přes 70 % aje srovnatelná s ocelí P92.

Uvedené chování se přisuzuje nízkého obsahu síry v oceli F a relativně nízkému obsahu δ feritu při uvedených teplotách.

Vliv teploty na obsah δ feritu byl dále ověřen pomocí metalografických zkoušek: výsledky viz

Tabulka 2:

Tabulka 2: Změna obsahu δ feritu při vysokých teplotách

Teplota	1200 °C	1220 °C	1240 °C	1260 °C	1280 °C	1300 °C
% δ ferit	5 %	6 %	9 %	14 %	16 %	22 %

Zjištěné hodnoty obsahu δ feritu byly srovnatelné s hodnotami naměřenými za stejných podmínek pro srovnávací oceli P91, P92.

Obsah δ feritu byl nižší než 15 % až do teploty 1250 °C a nižší než 20 % až do teploty 1280 °C.

Omezený obsah δ feritu v oceli F za vysokých teplot nepochybně vyplývá ze záměrného zajištění nepřítomnosti δ feritu při teplotách okolí.

Teplota přehřátí byla přes 1320 °C.

Za tohoto stavu se může u ocelí Fe podle vynálezu při děrování kruhových tyčí (označovaných též jako kruhové oceli pro trubky), vytvořených z tohoto materiálu za tepla mezi válci válcovací stolice za použití technologického postupu dle Mannesmanna, očekávat vyhovující chování tehdy, kdy je ohřev kruhové oceli omezený na teploty nižší než 1300 °C, a pokud je to možné na teplotu 1250 °C.

Vzhledem k uvedenému by tudíž mělo být možné vyrábět bezešvé trubky za použití řady technologických postupů válcování za tepla, což ve svém důsledku umožňuje docílit výrobu těchto trubek za poměrně nízkých výrobních nákladů. To neplatí pro ušlechtilé austenitické oceli nebo pro oceli obsahující 12% Cr a 1 % Cu, ze kterých, alespoň v případě trubek malých průměrů pro přehříváky, musí být tyto trubky vyráběny za použití méně výkonného technologického postupu průtlačného lisování.

Z oceli F podle vynálezu byly odebrány zkušební vzorky pro dilatometrii a pomocí dilatometrie byly poté stanoveny body fázové přeměny oceli při ohřevu (Acl, Ac3) a při ochlazování (Ms,

Mf).

-10CZ 299079 B6

Tabulka 3: Body fázové přeměny oceli

Jakost oceli	Ac3 (°C)	Acl (°C)	Ms (°C)	Mf (°C)
T/P91	915	820	450	190
T/P92	910	830	470	200
T/P122	905	805	350
X20	965	800	320
Ocel F (vynález)	940	830	350	130

Teplota Acl 830 °C oceli F je srovnatelná s teplotami pro oceli P91 a P92 a mnohem vyšší než u oceli P122 obsahující měď která nedovoluje teplotu popouštění vyšší než 780 °C. Naproti tomu teplota popouštění 800 °C je výhradně možná pouze u oceli F podle vynálezu.

Teplota Ms a Mf zahájení a ukončení martenzitické přeměny, při které při ochlazování na teplotu okolí dochází k přeměně austenitu na martenzit, zůstaly dostatečně vysoké.

ío Dále se, po tepelném zpracování normalizačním žíháním po dobu 20 minut při teplotě 1060 °C (zpracování NI) nebo při teplotě 1080 °C (zpracování N2), zjišťovala mikrostruktura a tvrdost (HVio); zjištěné výsledky jsou uvedeny v Tabulce 4:

Tabulka 4: Stav po normalizačním žíhání

	Mikrostruktura	HV₁₀
předlož. vynález (F)	Zpracování NI	Martenzit í< 0,5 % δ feritu)	420
Zpracování N2	Martenzit (0,5 % δ feritu)	410
Srovnávací ocel P92	Martenzit (< 0,5 % δ feritu)	425

Mikrostruktura a tvrdost (HVio) se dále zjišťovala po tepelném zpracování normalizační žíhání NI a popouštěním po dobu 1 hodiny při teplotě 780°C (TI), podobu 30 minut při teplotě 800 °C (T2) nebo po dobu 1 hodiny při teplotě 800 °C (T3); zjištěné výsledky jsou uvedeny v Tabulce 5:

Tabulka 5: Stav po normalizačním žíhání a popouštění

Typ oceli	Mikrostruktura	HV_lc
předloženy vynález (F)	NI + TI	100% popuštěný martenzit (velikost zrn γ 0,022 mm}	255
NI + T2	100% popuštěný martenzit (velikost zrn γ 0,022 mm)	236
NI + T3	100% popuštěný martenzit (velikost zrn γ 0,022 mm)	236
Srovnávací ocel T92	100% popuštěný martenzit (velikost zrn γ 0,010 mm)	220

- 11 CZ 299079 B6

Za povšimnutí stojí velikost jemných austenitických zrn, jejichž rozměry nepřesáhly 0,030 mm.

Tažné vlastnosti oceli byly určovány při teplotě okolí, při teplotě 500 °C a při teplotě 600 °C 5 viz zjištěné výsledky v Tabulce 6 a na obr. 3a a 3b.

Poté byla, pomocí Charpyho rázové zkoušky, měřena vrubová houževnatost v podélném směru a to při teplotách od -60 do +40 °C po tepelném zpracování NI + T1, N1 + T2, nebo NI + T3.

Zjištěné výsledky a výsledky naměřené pro trubku s vnějším průměrem 356 mm a tloušťkou stěny 42 mm z oceli P92 jsou znázorněné na obr. 4. Přechodová teplota vrubové houževnatosti podle Charpyho se pohybovala kolem 0 °C jak pro ocel F, tak pro trubky z oceli P92.

Tabulka 6: Tažné vlastnosti při teplotě okolí

Typ oceli	Rm (MPa)	RpQ,2 (MPa)	A5.65ýs (% )
předložený vynález (F)	NI + TI	790	615	21
NI + T2	749	559	25
NI + T3	739	551	24
Srovnávací ocel T92	700	540	23

Odolnost proti porušení tečením se pak určovala za použití různých zkoušek při různých teplotách a za působení konstantního jednotkového zatížení (140 a 120 MPa), a to u oceli F podle vynálezu (tepelné zpracování NI + T2 nebo N2 + T2), pro účely porovnání, u trubky z oceli P92.

Výsledky zkoušky pevnosti při tečení při zatížení 120 MPa jsou znázorněné na obr. 5 jako funkce parametru 1000/6 (ve θΚ'¹), jak je pro tento typ jakostních ocelí obvyklé. Teploty, při kterých byla zkouška prováděna, byly zvoleny tak, aby se doba trvání zkoušky blížila ke 4000 h. Graf na obr. 5 umožňuje pro jednotkové zatížení extrapolovat teploty odpovídající době trvání zkoušky

10⁵ h. Z grafu může být vidět, že pro ocel F se tato teplota alespoň rovná, pokud ji nepřesahuje, teplotě oceli P92.

Další zkoušky pevnosti při tečení, které již byly ukončeny nebo stále ještě probíhají, byly provedeny za působení konstantní teploty 600, 625 a 650 °C.

Výsledky těchto zkoušek (a zkoušek za působení konstantního jednotkového zatížení) jsou znázorněny na obr. 6 ve formě diagramu (řídicí křivka) znázorňující log o_R jako funkci LarsonMillerova parametru (LMP), který kombinuje dobu trvání zkoušky a teplotu, při které byla zkouška prováděná: LMP = T. (c + log t_R). 10'³; kde c = 36, T je teplota v °K a t_R je doba trvání zkoušky v hodinách. Při zkouškách pevnosti při tečení byly dosaženy doby trvání 7800 hod při teplotě 600 °C, 10 000 h při teplotě 610 °C, 7800 h při 625 °C a 720 h při teplotě 650 °C; šipky uvedené v diagramu označují zkoušky při teplotě 600 °C, při kterých ani po 11 000 h nedošlo k přetržení vzorku.

Obr. 6 ukazuje že zkoušky jsou, ve srovnání střední řídicí křivky (plná čára) se spodním rozptylovým pásmem (tečkovaná čára) pro oceli T92 a P92 podle ESME, příznivé.

Zkoušky odolnosti vůči oxidaci za tepla v páře byly provedeny pro ocel F tepelně zpracovanou normalizačním žíhání a popouštěním NI + T2 při teplotách 600 a 650 °C po dobu až do 5000 h a

- 12CZ 299079 B6 porovnány s různými ocelemi určenými pro použití při vysokých teplotách podle ASTM A213 nebo DIN 17175:

T22, T23 s nízkými obsah Cr (2,25 %);

T91, T92 s obsahem 9 % Cr;

X20, TI22 s obsahem cca 11 % Cr;

TP347H (ušlechtilá austenitická ocel, 18Cr-Ni-Nb).

Výsledné střední přírůstky hmotnosti, zjišťované vážením po 1344 h (8 týdnů) jsou uvedené v Tabulce 7.

Uvedené výsledky jsou roztříděné následujícím způsobem:

(1) přírůstek hmotnosti 2 mg/cm² nebo menší;

(2) přírůstek hmotnosti v rozmezí 2 až 5 mg/cm²;

(3) přírůstek hmotnosti v rozmezí 5 až 10 mg/cm²;

(4) přírůstek hmotnosti v rozmezí 10 až 50 mg/cm²;

(5) přírůstek hmotnosti větší než 50 mg/cm².

V důsledku nadměrného odlupování vrstev oxidů během vyjímání z pece nebo během vážení nemohlo být vážení přírůstku hmotnosti provedeno u vzorků oceli X20 (tato skutečnost je proto v Tabulce 7 označená jako NA). Naproti tomu vzorky ocelí F a TP347H vykazují absenci odlupování vrstev oxidů. Kromě toho by u oceli F měla být zaregistrována jemnozmná krystalizační struktura produktů oxidace.

Na základě uvedených průměrných výsledků je možné tvrdit, zejména pro teplotu 650 °C, že zachování oceli F podle vynálezu za tepla v prostředí páry bude splňovat očekávané předpoklady, totiž že bude lepší než u ocelí P91, P92 a alespoň ekvivalentní s ocelí X20, nebo dokonce blízké oceli TP347H.

Tabulka 7: Výsledky zkoušek odolnosti vůči oxidaci za tepla po 1344 hod.

Typ oceli	Jakost oceli	Přírůstek hmotnosti
600 °C	650 °C
Vynález	F	2	2
Srovnávací ocel	T22 (2,25Cr-lMo)	4	5
T23 (2,25Cr-l,5W-V-Nb-Ti)	4	5
T91 (9Cr-lMo-V-Nb-N)	3	4
T92 (9Cr-l,8W-V-Nb-N)	3	4
T122 {llCr-1,8W-lCu-V-Nb-N)	3	4
X20 (llCr-lMo-V)	NA	NA
TP347H (18Cr-10NÍ-Nb)	1	2

Stejné zkušební vzorky byly po 5376 h vyjmuty z pece a zjišťoval se úbytek hmotnosti po odstranění vytvořených oxidů; tento typ měření je mnohem přesnější než měření přírůstku hmotnosti bez odstraňování oxidů, je však možné ho provádět až na konci testování.

-13CZ 299079 B6

Dále uvedená Tabulka 8 stručně shrnuje rychlosti koroze jednotlivých vzorků oceli v milimetrech za rok (mm/rok), odvozené z těchto měření.

Zjištěné výsledky se řádově podobají výsledkům uvedeným v Tabulce 7.

Rychlosti koroze ocelí X20 a T122 (které obsahují 11 % Cr) se v podstatě neliší od výsledků zjištěných pro oceli T91 a T92, které obsahují pouze 9 % Cr.

Naproti tomu, rychlosti koroze oceli F podle vynálezu byly překvapivě extrémně nízké, přičemž io byly dokonce nižší než u zkušebního vzorku austenitické oceli 347H obsahující 18 % Cr, a téměř tak nízké jako u zkušebního vzorku oceli 347GF (také austenitické, s obsahem 18 % Cr), která se pro svou odolnost vůči oxidaci za tepla přednostně doporučuje.

Za tohoto stavu je z oceli podle vynálezu možné vyrábět parní kotle pro teploty páry vyšší než 15 600 °C kompletně zferitické oceli, včetně působení nejvyšším teplotám vystavených součástí parního kotle.

Tabulka 8: Rychlost koroze

Typ oceli	Jakost ocelí	Rychlost koroze (mm/rok)
600 °C	650 °C
Vynález	F	0,008	0,013
Srovnávací ocel	T22	0,175	1
T23	0,216	1,43
T91	0,055	0,09
T92	0,070	0,10
T122	0,074	0,114
X20	0,076	0,116
TP347H	0,026	0,077
TP347GF(*)	0,001	0,020

V souvislosti s tím by mělo být uvedeno, že rychlosti koroze docílené u oceli F byly extrémně nízké i přes velmi nízký obsah síry, ačkoli v některých dokumentech popisujících stav techniky se za účelem potlačování oxidace oceli za tepla doporučují obsahy síry řádově 0,005 %, a nebo dokonce i 0,010%, a síra se fixuje přísadou kovů vzácných zemin a/nebo kovů alkalických zemin.

Naproti tomu ocel F podle vynálezu dokonce vyhovuje stanoveným požadavkům při obsahu síry 0,005 % nebo nižším, a dokonce i při obsahu síry 0,003 % nebo nižším, a nevyžaduje přidávání kovů vzácných zemin a/nebo kovů alkalických zemin, jehož provádění je obtížné.

- 14CZ 299079 B6

Druhý příklad: Testování tavby v průmyslovém měřítku

Pro účely testování byla provedena tavba v průmyslovém měřítku (hmotnost 20 tun oceli) oceli 5 (F) podle vynálezu, označená 53059, a odlita do ingotů.

Provedená analýza uvedené tavby byla následující (viz Tabulka 9).

Tabulka 9: Chemické složení oceli podle vynálezu tavby 53059 (v % hmotn.)

r-	w —	Mn	P	c w	Cr	Ni	w	Mc
0,115	0,49	0,35	0,018	0,001	11,5	0,29	1,50	0,29

Co	V	Nb	N	B	Al	Cu	Cr₉q_U
1, 62	0,26	0,050	0,066	0,0049	0,008	0,08	9,28

Z ingotů byly vykovány plné tyče s průměrem 180 mm, které pak byly za použití kontinuálního válcování na opěrném tmu s redukcí průměru na prodlužovací redukční stolici přetvořeny na bezešvé trubky s vnějším průměrem 60,3 mm a tloušťkou 8,8 mm.

Přetváření tyčí na trubky bylo realizováno bez problémů (bez výskytů defektů v důsledku přítomnosti δ feritu) a výsledné trubky vykazovaly při nedestruktivním testování ultrazvukem vyhovující jakost.

Další ingoty byly za použití válcování za tepla na poutnické válcovací stolici přetvořeny na roury velkých rozměrů, s vnějším průměrem 406 mm a tloušťkou stěny 35 mm.

I v tomto případě bylo válcování realizováno bez problémů a při kontrolním přezkoumání nebyly pozorovány žádné defekty.

Zjištěné výsledky potvrzují předpoklady očekávané na základě výsledků zkoušek kujnosti zkušební tavby oceli (viz obr. 2 a shora uvedená Tabulka 2).

V Tabulce 10 jsou uvedené výsledky tahových zkoušek, prováděných při teplotě okolí na trub30 kách zpracovaných normalizačním žíháním při teplotě 1060 °C a popouštěním po dobu 2 hodiny při teplotě 780 °C.

V Tabulce 11 jsou uvedené výsledky Charpyho rázové zkoušky vrubové houževnatosti na trubkách s vrubem ve tvaru V, které byly podrobeny stejnému tepelnému zpracování jako trubky pro tahové zkoušky.

Tabulka 10: Výsledky zkoušky tahem při teplotě okolí na ocelových trubkách podle vynálezu

	Rm (MPa)	R_po,2 (MPa)	A5.65ýs (% )
Trubka, 60,3 x 8,8 mm	564	781	26
Trubka, 406,4 x 35 mm	587	784	23

- 15CZ 299079 B6

Tabulka 11: Výsledky Charpyho rázové zkoušky vrubové houževnatosti na ocelových trubkách podle vynálezu

	KV (J) při:
	-60 °C	-40 °C	-20 °C	0 °C	+20 °C
Trubka, 60,3 x 8,8 mra {*)	39	63	72	72	76
Trubka, 406, 4 x 35 mm (**)					102

(*) redukované vzorky, 5 mm x 10 mm - podélný směr (**) vzorky 10 mm x 10 mm - příčný směr.

Mechanické vlastnosti v tahu a pružnost trubky byly v souladu s výsledky zjištěnými u tyčí ze zkušební tavby oceli.

PATENTOVÉ NÁROKY

Claims

1. Ocel pro bezešvé trubkové výrobky určené pro použití při vysokých teplotách, vyznačující se t í m , že v procentech hmotnostních, obsahuje:

c 0,06 až 0,20 % 20 Si 0,10 až 1,00% Mn 0,10 až 1,00% S 0,010 % nebo méně Cr 10,00 až 13,00% Ni 1,00 % nebo méně 25 W 1,00 až 1,80% Mo tolik, že (W/2 + Mo) je 1,50 % nebo méně Co 0,50 až 2,00 % V 0,15 až 0,35 % Nb 0,030 až 0,150% 30 N 0,030 až 0,120% B 0,001 až 0,010%

a volitelně nejvýše 0,050 % hmotnostních Al a nejvýše 0,010 % hmotnostních Ca;

2. Ocel podle nároku 1, vyznačující se tím, že množství jednotlivých složek chemického složení jsou navzájem provázaná tak, že po tepelném zpracování normalizačním žíháním v rozmezí teplot 1050 a 1080 °C a popouštěním, vykazuje popuštěnou martenzitickou strukturu, kteráje prostá nebo téměř prostá δ feritu.

3. Ocel podle nároku 1 nebo 2, vyznačující se tím, že obsah Cr se pohybuje v rozmezí 11,00 až 13,00 %.

-16CZ 299079 B6

4. Ocel podle některého z nároků 1 až 3, vyznačující se tím, že obsah Si se pohybuje v rozmezí 0,20 až 0,60 %.

5 5. Ocel podle některého z nároků 1 až 4, vyznačující se tím, že obsah C se pohybuje v rozmezí 0,10 až 0,15 %.

6. Ocel podle některého z nároků 1 až 5, vyznačující se tím, že obsah Co se pohybuje v rozmezí 1,00 až 1,50 %.

io

7. Ocel podle některého z nároků 1 až 6, vyznačující se tím, že obsah Mo je 0,50 % nebo nižší.

8. Ocel podle některého z nároků 1 až 7, vyznačující se tím, že obsah Mn se pohy15 buje v rozmezí 0,10 až 0,40 %.

9. Ocel podle některého z nároků 1 až 8, vyznačující se tím, že obsah Ni je 0,50 % nebo nižší.

20

10. Ocel podle některého z nároků 1 až 9, vyznačující se tím, že obsah zbývajících prvků je kontrolovaný tak, že obsah Cu v oceli je 0,25 % nebo nižší, a s výhodou 0,10 % nebo nižší.

11. Ocel podle některého z nároků 1 až 10, vyznačující se tím, že obsah S je 0,005 %

25 nebo nižší, a s výhodou 0,003 % nebo nižší.

30 4 výkresy

-17CZ 299079 B6

Fig 1

Cr equ

Fig. 2 PC]

- 18CZ 299079 B6 [MPa] Rpo.2 [MPa]

200 400

Fig. 3b)

600 800 rq

- 19CZ 299079 B6