FI127175B - Teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja myötölujuus on 800 MPa, sekä menetelmä sen valmistamiseksi - Google Patents
Teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja myötölujuus on 800 MPa, sekä menetelmä sen valmistamiseksi Download PDFInfo
- Publication number
- FI127175B FI127175B FI20095872A FI20095872A FI127175B FI 127175 B FI127175 B FI 127175B FI 20095872 A FI20095872 A FI 20095872A FI 20095872 A FI20095872 A FI 20095872A FI 127175 B FI127175 B FI 127175B
- Authority
- FI
- Finland
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolling
- yield strength
- cooling
- steel
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 118
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 118
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 42
- 230000008569 process Effects 0.000 title claims description 32
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 12
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 68
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 46
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 42
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 21
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 8
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 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
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 38
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 26
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 20
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 15
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 14
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 12
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 10
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 10
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 5
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 4
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000035876 healing Effects 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 239000002086 nanomaterial Substances 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 2
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 2
- 239000010454 slate Substances 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 101100029855 Arabidopsis thaliana PIP1.4 gene Proteins 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 208000001034 Frostbite Diseases 0.000 description 1
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 206010061592 cardiac fibrillation Diseases 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 230000002600 fibrillogenic effect Effects 0.000 description 1
- 230000002706 hydrostatic effect Effects 0.000 description 1
- 230000002452 interceptive effect Effects 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000000819 phase cycle Methods 0.000 description 1
- 239000010970 precious metal Substances 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 239000004575 stone Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten 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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
- B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
- B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- 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
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
TERÄSLEVY, JONKA HITSAUSMURTUMISTAIPUMUS ON PIENI JA MYÖTÖLUJUUS ON 800 MPA, SEKÄ MENETELMÄ SEN VALMISTAMISEKSI
Tekninen ala
Esillä olevan keksinnön kohteena on hyvin luja rakenneteräs, erityisesti äärimmäisen hieno bainiittiferriittilevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on heikko ja myötölujuus on 800 MPa.
Keksinnön taustaa
Kylmähitsausmurtuma on hyvin tavallinen virhe hitsausprosessissa. Erityisesti kun hyvin lujaa, niukkaseosteista tai keskiseosteista terästä hitsataan, kylmämurtumien muodostumis-taipumus suurenee lujuustason kasvaessa. Jotta kylmämurtuman muodostuminen voitaisiin estää, niin tavallisesti tarvitaan esikuumentamista ennen hitsausta ja lämpökäsittelyä hitsauksen jälkeen, ja näin ollen, mitä suurempi on lujuus, sitä suurempi on esikuumennus-lämpötila, mikä johtaa hitsausprosessin mutkistumiseen ja toteuttamiskelvottomuuteen eräissä erityistapauksissa, ja hitsattujen rakenteiden luotettavan turvallisuuden vaarantumiseen erityisesti suurten teräsrakenteiden tapauksessa. Ottaen huomioon se, että sellaisilla teollisuudenaloilla kuten kivetyksessä, korkeissa rakennuksissa, silloissa ja laivanrakennuksessa suurta, hyvin lujaa teräsrakennetta ei esikuumenneta eikä lämpökäsittelyä toteuteta hitsauksen jälkeen, niin teräksen hitsausmurtumien taipumusta kuvaavan kertoimen Pcm on oltava mahdollisimman pieni. Näin ollen metallurgian alalla on kehitetty erittäin luja teräslevy, jonka hitsausmurtumien taipumus on pieni.
Hyvin luja teräs, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja josta käytetään myös nimitystä CF-teräs, on niukkaseosteisen, hyvin lujan teräksen eräs tyyppi, jonka hitsaus-ominaisuus ja matalan lämpötilan sitkeys ovat erinomaiset ja jonka etuja ovat se, ettei esikuumentamista tarvita ennen hitsausta tai että tarvitaan vain vähäistä esikuumennusta murtumien muodostumatta, millä ratkaistaan pääasiassa suurten teräsrakenteiden hitsausmenetelmään liittyvä ongelma.
Keino Pcm:n pienentämiseksi on vähentää hiilen tai seostusalkuaineiden määrää, joka lisätään karkaisu- ja päästöprosessilla valmistettuun, hyvin lujaan teräkseen, jolloin hiilen tai seostusalkuaineiden lisättävän määrän vähentäminen johtaa kuitenkin väistämättä teräksen lujuuden pienenemiseen. Lämpömekaanisten hallittujen valssaus- ja jäähdytys-prosessien (TMCP) käytöllä voidaan välttää tämä haitta. Lisäksi lämpöjalostusprosessiin (karkaisu ja päästö) verrattuna lämpömekaanisilla hallituilla valssaus- ja jäähdytys prosesseilla (TMCP) voidaan parantaa kiderakeita, mikä parantaa teräksen sitkeyttä matalassa lämpötilassa. Tällä hetkellä teräkseen, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja joka on valmistettu TMCP-teknologian avulla, seostettavia komponentteja ovat tyypillisesti Mn-Ni-Nb-Mo-Ti-ja Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B-järjestelmät. Esimerkiksi kansainvälisessä patenttijulkaisussa WO 99/05335 kuvatun, TMCP-prosessilla valmistetun niukkaseosteisen, erittäin lujan teräksen kemialliset komponentit ovat seuraavat: (paino-%, prosenttia painosta): C: 0,05-0,10 paino-%, Mn: 1,7-2,1 paino-%, Ni: 0,2-1,0 paino-%, Mo: 0,25-0,6 paino-%, Nb: 0,01-0,10 paino-%, Ti: 0,005-0,03 paino-%, P < 0,015 paino-%, S < 0,003 paino-%; esimerkiksi patenttijulkaisussa CN1521285 kuvatun bainiittiteräksen, joka sisältää erittäin vähän hiiltä, kemialliset komponentit ovat seuraavat: (paino-%, prosenttia painosta): C: 0,01-0,05 paino-%, Si: 0,05-0,5 paino-%, Mn: 1,0-2,2 paino-%, Ni: 0,0-1,0 paino-%, Mo: 0,0-0,5 paino-%, Cr: 0,0-0,7 paino-%, Cu: 0,0-1,8 paino-%, Nb: 0,0015-0,070 paino-%, Ti: 0,005-0,03 paino-%, B: 0,0005-0,005 paino-%, AI: 0,015-0,07 paino-%.
Edellä mainitun kahden teräksen seostusalkuaineiksi esitetään Mn-Ni-Nb-Mo-Ti- ja Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B-järjestelmät, vastaavasti. Koska sekä Mo että Ni ovat jalometalleja, tämäntyyppisten teräslevyjen valmistuskustannukset ovat suhteellisen suuret lisättyjen seostusalkuaineiden tyypistä ja yhteensä lisätyistä määristä johtuen. Lisäksi niissä kummassakin käytetään päästävää lämpökäsittelyä, mikä lisää teräslevyn valmistus-toimenpiteitä ja lisää teräslevyn valmistuskustannuksia, ja niiden Pcm-arvot ovat suhteellisen suuret, millä on haitallista vaikutusta suorituskykyyn hitsauksessa.
Edellä mainittujen ongelmien ratkaisemiseksi esillä olevan keksinnön keksijät käyttävät Si-Mn-Nb-Mo-V-Ti-Al-B-järjestelmää vastaavaa terästä, ja esillä olevan keksinnön keksijät ovat toteuttaneet erittäin hienon, bainiittiliuskeita sisältävän teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, käyttämällä V:lla olevaa lujittavaa vaikutusta, sekä lämpömekaanisia hallittuja valssaus- ja jäähdytysprosesseja ilman lämpöjalostusta, jolloin tuloksena olevalla teräslevyllä on erinomainen sitkeys ja hitsattavuus alhaisessa lämpötilassa.
Keksinnön sisältö
Esillä olevan keksinnön tavoitteena on saada aikaan teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa.
Esillä olevan keksinnön muuna tavoitteena on saada aikaan menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni, valmistamiseksi.
Esillä olevan keksinnön ensimmäisen piirteen mukaan aikaan saadaan teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa ja joka sisältää seuraavat kemialliset komponentit (p-%, prosenttia painosta): C: 0,03-0,08 p-%, Si: 0,05-0,70 p-%, Mn: 1,30-2,20 p-%, Mo: 0,10-0,30 p-%, Nb: 0,03-0,10 p-%, V: 0,03-0,45 p-%, Ti: 0,002-0,040 p-%, AI: 0,02-0,04 p-%, B: 0,0010-0,0020 p-%, lopun ollessa rautaa Fe ja väistämättömiä epäpuhtauksia, hitsausmurtumistaipumusta kuvaavan kertoimen täyttäessä seuraavan ehdon: Pcm<0,20 %.
Teräslevyllä, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni, on hyvin hieno, bainiittiliuskeinen rakenne.
Teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni, hitsausmurtumistaipumusta kuvaava kerroin Pcm voidaan määrittää seuraavalla yhtälöllä:
Pcm (%) = C + Si/30 + Ni/60 + (Mn + Cr + Cu)/20 + Mo/15 + V/10 +5B. Tämä hitsausmurtumistaipumusta kuvaava kerroin Pcm on kerroin, joka kuvaa teräksen taipumusta hitsausmurtumiin kylmässä. Mitä pienempi Pcm on, sitä parempi on hitsautuvuus, kun taas mitä suurempi Pcm on, sitä huonompaa on hitsautuvuus. Hyvä hitsautuvuus viittaa teräkseen, jossa ei synny helposti hitsausmurtumia hitsattaessa, kun taas huono hitsautuvuus viittaa teräkseen, johon syntyy helposti murtumia. Murtumien synnyn välttämiseksi teräs on esilämmitettävä ennen hitsausta, ja mitä parempi hitsautuvuus on, sitä matalampi on tarvittava esilämmityslämpötila, päinvastoin sitä suurempaa esikuumennuslämpötilaa tarvitaan. Kiinalaisissa ferrometallurgisissa teollisuusstandardeissa YB/T 4137-2005 esitettyjen määräysten mukaan teräksen, jonka tuotemerkki on Q800CF, Pcm-arvon tulisi olla alle 0,28 %. Esillä olevan keksinnön mukaisen teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni, Pcm on alle 0,20 %, mikä on edellä mainitussa standardissa esitettyjen vaatimusten mukainen, ja sillä on erinomainen hitsautuvuusominaisuus.
Teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, kemialliset komponentit on kuvattu yksityiskohtaisesti seuraavassa. C: Suurentaa austeniittista pinta-alaa. Karkaisuprosessissa muodostuneessa ylikyllästy-neessä ferriittirakenteessa oleva C saattaa suurentaa teräksen vahvuutta. C:lla on kuitenkin haitallista vaikutusta suorituskykyyn hitsauksessa. Mitä suurempi on C-pitoisuus, sitä huonompi on suorituskyky hitsauksessa. Mitä tulee TMCP-prosessilla valmistettuun bainiittiseen teräkseen, mitä pienempi on C-pitoisuus, sitä parempi on sitkeys, ja pienempi C-pitoisuus saattaa tuottaa paksumman teräslevyn, jonka sitkeys on suurempi, ja voidaan saada erittäin hieno bainiittinen matriisirakenne, jossa siirrostiheys on suuri. Tästä syystä C-pitoisuus asetetaan esillä olevassa keksinnössä alueelle 0,03-0,08 paino-%.
Si: Ei muodosta karbidia teräksessä, mutta esiintyy bainiitissa, ferriitissä tai austeniitissa kiinteän liuoksen muodossa, mikä voi parantaa teräksessä olevan bainiitin, ferriitin tai austeniitin vahvuutta, ja Si:lla oleva liuosta lujittava vaikutus on vahvempi kuin alkuaineilla Mn, Nb, Cr, W, Mo ja V. Si voi myös vähentää hiilen diffuusionopeutta austeniitissa ja sen vaikutuksesta ferriitin ja perliitin C-käyrä CCT-käyrässä siirtyy oikealle, mikä halpottaa bainiittirakenteen muodostumista jatkuvassa jäähdytysprosessissa. Keksinnön mukaiseen teräkseen ei lisätä enempää kuin 0,70 paino-% piitä, Si, mikä on edullista ajatellen teräksen vahvuuden ja sitkeyden täsmäävän suhteen parantumista.
Mo: Ferritisoiva alkuaine, joka pienentää austeniittista pinta-alaa. Mo, austeniittiin ja ferriittiin liuennut kiintoaine, voi suurentaa teräksen vahvuutta, parantaa teräksen kovettuvuutta ja estää päästöhaurautta. Koska esillä olevassa keksinnössä ei tarvita lämpöjalostuskäsittelyä, vain korkeintaan 0,30 paino-% tätä hyvin kallista alkuainetta Mo lisätään kustannusten alentamiseksi.
Nb: Esillä olevassa keksinnössä suhteellisen suuri määrä Nb:tä lisätään kahden tavoitteen saavuttamiseksi, jolloin yhtenä tavoitteena on kiderakeiden parantaminen ja teräslevyn paksuuden suurentaminen, ja toisena tavoitteena parantaa on teräksen kiteytymättömyys-lämpötilaa ja helpottaa viimeistelevässä valssauksessa suhteellisen suuren lämpötilan käyttöä valssausprosessissa, millä tavalla nopeutetaan valssausta ja suurennetaan tuotannon tehoa. Koska lisäksi Nb voimistaa rakeita parantavaa vaikutusta, niin voidaan valmistaa paksumpi teräslevy. Esillä olevassa keksinnössä Nb:ta lisätään 0,03-0,10 paino-%, jotta voidaan ottaa huomioon Nb:lla oleva, liuosta lujittava vaikutus ja hienoja rakeita lujittava vaikutus. V: Ferriittiä muodostava alkuaine, joka pienentää merkittävästi austeniittista aluetta. V, joka liukene austeniittiin suuressa lämpötilassa, voi parantaa teräksen kovetettavuutta. V-karbidi eli V4C3 on teräksessä suhteellisen pysyvää ja se voi estää raerajan liikkumista ja kiderakeiden kasvua. V voi parantaa hitsattavan metallin valurakennetta, vähentää kuumuudelle alttiin vyöhykkeen ylikuumenemisherkkyyttä ja estää rakeiden liiallista kasvua ja muuttumista karkeammiksi sulamislinjan lähellä kuumuudelle alttiissa vyöhykkeessä, mikä on edullista ajatellen suorituskykyä hitsauksessa. Esillä olevassa keksinnössä V:tä lisätään 0,03-0,45 paino-%, mikä parantaa suuresti teräksen vahvuutta. Sekä V että Cu voivat näytellä osaa teräksen erkautumislujituksessa, kuitenkin kupariin Cu verrattuna vain pieni määrä V:ta lisätään saman erkautumislujittavan vaikutuksen saavuttamiseksi. Koska lisäksi Cu:lla on taipumus aiheuttaa teräksessä murtumia raerajalla, niin nikkeliä Ni, joka on samoin hyvin kallis alkuaine, on lisättävä murtumien välttämiseksi, jolloin lisätty Ni-määrä on vähintään puolet Cu-määrästä. Näin ollen Cu:n korvaus V:lla voi vähentää huomattavasti teräksen valmistuskustannuksia.
Ti: Ferriittiä muodostava alkuaine, joka vähentää merkittävällä tavalla austeniittista aluetta. Ti-karbidi, eli TiC on suhteellisen pysyvää ja se voi estää kiderakeen kasvua. Ti, joka on austeniittiin liuennut kiintoaine, on edullinen ajatellen teräksen kovetettavuutta. Ti voi pienentää ensimmästä tyyppiä olevaa päästöhaurautta, eli alueen 250-400 °C päästö-haurautta. Koska esillä olevassa keksinnössä ei tarvita lämpökäsittelyä, niin lisättyä Ti-määrää voidaan vähentää. Esillä olevassa keksinnössä Ti:ia lisätään alueella 0,002-0,040 paino-% oleva määrä, joka muodostaa hienoa erkautumalla erottuvaa karbonitridiä, mikä parantaa bainiittiliuskeista rakennetta. AI: AI voi suurentaa voimaa, joka ajaa eteenpäin faasimuutosta austeniitista ferriitiksi, ja se voi vähentää voimakkaasti austeniitin vaihesykliä. AI vuorovaikuttaa N:n kanssa teräksessä niin, että muodostuu hienoa ja diffundoituvaa yhdistettä A1N, joka erkaantuu ja voi estää kiderakeen kasvua, jolloin saavutetaan tavoitteena ollut kiderakeiden parannus ja teräksen matalan lämpötilan sitkeyden paraneminen. Liian suurella Al-pitoisuudella on haitallista vaikutusta teräksen kovetettavuuteen ja suorituskykyyn hitsauksessa. Esillä olevassa keksinnössä alumiinia AI ei lisätä enempää kuin 0,04 paino-% kiderakeiden parantamiseksi, teräksen sitkeyden parantamiseksi ja hitsauksen aikaisen suorituskyvyn takaamiseksi. B: B voi suurentaa dramaattisesti teräksen kovetettavuutta. Esillä olevassa keksinnössä B:tä lisätään 0,001-0,002 paino-%, jolloin tietyissä jäähdytysolosuhteissa teräksestä saadaan helposti hyvin vahva bainiittirakenne.
Esillä olevan keksinnön toisen piirteen mukaan aikaan saadaan teräslevyn, jonka hitsaus-murtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistusmenetelmä, johon menetelmään kuuluvat sulatus-, valu-, kuumennus-, valssaus- ja jäähdytystoimenpiteet, jolloin valssaustoimenpiteen jälkeen teräs alistetaan jäähdyttävään toimenpiteeseen ilman lämpökäsittelyä.
Eräässä edullisessa suoritusmuodossa valetun jatkuvan valuaihion tai teräsharkon paksuus on vähintään 4 kertaa suurempi kuin valmiin teräslevyn paksuus.
Eräässä toisessa edullisessa suoritusmuodossa kuumennuslämpötila kuumennusprosessissa on alueella 1050-1180 °C, ja pitoaika on 120-180 minuuttia.
Eräässä muussa edullisessa suoritusmuodossa valssaus on jaettu ensimmäiseksi valssaus-vaiheeksi ja toiseksi valssausvaiheeksi.
Vielä erään muun edullisen suoritusmuodon mukaan ensimmäisessä valssausvaiheessa valssauksen aloituslämpötila on 1050-1150 °C ja kun valssatun kappaleen paksuus saavuttaa arvon, joka on 2-3 kertaa valmiin teräslevyn paksuus, valssattu kappale pysyy valssauspedissä, kunnes lämpötila on saavuttanut alueen 800-860 °C.
Vielä erään muun edullisen suoritusmuodon mukaan Pass-muodonmuutosnopeus toisessa valssausvaiheessa on 10-28 %, ja valssauksen loppulämpötila on alueella 780-840 °C.
Vielä erään muun edullisen suoritusmuodon mukaan teräslevy johdetaan nopeutetusti jäähdyttävään laitteeseen ja se jäähdytetään nopeudella 15-30 °C/s alueella 350-400 °C olevaan lämpötilaan, mitä seuraa ilmajäähdytys.
Vielä eräässä muussa edullisessa suoritusmuodossa ilmajäähdytys toteutetaan jäähdyttämällä pakatussa muodostelmassa tai jäähdytysarinassa.
Teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistusmenetelmässä päävaiheiden tekninen säätelymekanismi analysoidaan seuraavasti: 1. Valssausprosessi
Kun valssatun kappaleen paksuus saavuttaa arvon, joka on 2-4 kertaa valmiin teräslevyn paksuus, valssattu kappale pysyy valssauspedissä, kunnes lämpötila on saavuttanut alueen 800-860 °C. Nb:tä sisältävän teräksen tapauksessa lämpötila, jossa ei tapahdu uudelleen-kiteytymistä, on noin 950-1050 °C, ja se valssataan ensin suhteellisen suuressa, alueella 1050-1150 °C olevassa lämpötilassa niin, että austeniittiin saadaan syntymään jonkinlainen siirtymätiheys, ja sitten lämpötilaa alentamalla tapahtuvan relaksaatioprosessin aikana aihion valssaamiseksi alueella 800-860 °C:ssa, austeniittisten kiderakeiden sisäpuoli alistetaan palauttavaan ja tilastollisesti uudelleenkiteyttävään prosessiin, tällä tavalla austeniitin kiderakeita parantaen. Relaksaatioprosessissa tapahtuu Nb-, V- ja Ti-karbo-nitridin yksittäistä erkautumista ja kompleksien erkautumista. Erkautunut karbonitridi kiinnittää siirtymän ja hienorakeen rajan liikkeen, varaa lukuisia siirtymiä austeniitin kiderakeisiin ja saa aikaan lukuisia ydintymiskohtia bainiitin muodostamiseksi jäähdytys-prosessin aikana. Valssaus alueella 800-860 °C nostaa huomattavasti siirtymätiheyttä austeniitissa ja siirtymässä erkautunut karbonitridi estää kiderakeiden, joiden muoto on muuttunut, muuttumisen karkeammaksi. Muodonmuutoksen aiheuttamasta erkauttavasta vaikutuksesta johtuen suhteellisen suuri Pass-muodonmuutos helpottaa hienompien ja voimakkaammin diffundoituvien eduktien muodostumista. Suuren siirtymätiheyden ja hienojen ja diffundoituvien eduktien avulla saadaan aikaan ydintymiskohtien suuri tiheys bainiitille, ja toisen vaiheen hiukkasten kiinnittävä vaikutus bainiitin kasvun rajapintaan estää bainiittiliuskiden kasvua ja muuttumista karkeammaksi, mikä on edullista ajatellen sekä teräksen vahvuutta että sen sitkeyttä.
Loppuvalssauksen lämpötila asetetaan vyöhykkeen, jossa ei tapahdu uudelleen-kiteytymistä, alempaan lämpötilaosaan ja samanaikaisesti tämä lämpötilaosa on lähellä siirtopistettä Ar3, eli loppuvalssauksen lämpötila on 780-840 °C, ja loppuvalssaus tällä lämpötila-alueella voi lisätä virheitä austeniitissa lisäämällä muodonmuutosta ja estämällä palautumista, jolloin saadaan aikaan energian suurempaa kerääntymistä bainiitin faasimuutokseen, rasittamatta samalla liikaa paksun levyn valmistukseen sopivaa valssia. 2. Jäähdytysprosessi
Valssauksen toteuttamisen jälkeen teräs joutuu nopeutetusta jäähdyttävään laitteeseen ja se jäähdytetään alueella 450-500 °C olevaan lämpötilaan 15-30 °C/s olevalla jäähdytys-nopeudella. Suurella jäähdytysnopeudella voidaan välttää ferriitin ja perliitin muodostuminen, ja teräslevy siirtyy suoraan CCT-käyrän bainiittisiirtymäalueeseen. Bainiitin faasimuutosta ajava voima voidaan esittää yhtälöllä
jossa AGchem on kemiallisesti eteenpäin ajava voima, AGd on virheiden aiheuttama, jännitykseen varastoitunut energia. Koska suuri jäähtymisnopeus aiheuttaa austeniitin ylijäähtymistä ja suurentaa kemiallista faasimuutosta eteenpäin ajavaa voimaa, niin arvoa AGchem tulisi tarkastella yhdessä valssausprosessissa aiheutuneen, jännitykseen varastoituneen energian AGd kanssa bainiitin ydintymistä eteenpäin ajavan voiman suurentamiseksi. Johtuen suuresta siirtymätiheydestä kiderakeissa, bainiitin ydintymiskohdat kasvavat. Ottaen huomioon termodynaamisten ja dynaamisten tekijöiden yhdistelmän, bainiitti voi ydintyä hyvin suurella nopeudella. Suuri jäähtymisnopeus tekee mahdolliseksi sen, että bainiitin muunnon etenee loppuun nopeasti ja se estää bainiitti-ferriitti-rakenteen muuttumisen karkeammaksi. Sen jälkeen, kun teräs on poistunut nopeutetusti jäähdyttävästä laitteesta, teräs jäähdytetään pakatussa muodostelmassa alueella 450-550 °C tai jäähdytetään ilmassa, kylmässä pedissä niin, että ferriitissä oleva V-karbidi erkautuu täydellisemmin, mikä edistää erkautumislujituksen myötävaikutusta vahvuuteen.
Hyvin vahvaa mekaanista laitteistoa ja teknistä rakennetta varten tarkoitetussa teräksessä tarvitaan suurta vahvuutta ja erinomaista sitkeyttä. Monet tekijät myötävaikuttavat vahvuuteen, mitä voidaan esittää seuraavalla kaavalla:
jossa Of on hienojen rakeiden lujitus, σρ on erkautuslujitus, osi on kiinteän liuoksen lujitus ja Od on siirtymälujitus. Teräslevyn lämpömekaaninen käsittely tapahtuu tavallisesti lämpömekaanisella hallitulla valssauksella ja hallitulla jäähdytysprosessilla (TMCP), jotka parantavat mikrorakenteita tai muodostavat rakenteita, joiden vahvuus on suuri, kuten erittäin hienoa bainiittia, hallitsemalla muodonmuutoksen nopeutta ja jäähtymisnopeutta, mikä parantaa teräksen myötölujuutta. Muokattu TMPC ja Relaxation Precipitation Controlling (RPC) -teknologia muodostavat siirtymien pysyvän verkon, diffundoituvat ja hienot toisen faasin hiukkaset erkautuvat siirtymän ja hienorakeen rajalla, bainiittiliuskeisuus saaadaan paremmaksi edistämällä ydintymistä ja estämällä sen kasvua, ja saadaan aikaan siirtymälujituksen, erkautuslujituksen ja hienojen rakeiden lujituksen yhteinen vaikutus, tällä tavalla teräksen vahvuutta ja karheutta parantaen. Sen pääasiallinen mekanismi on seuraava:
Teräslevy kokee täydellisen muodonmuutoksen uudelleenkiteytymisvyöhykkeessä ja muodonmuutoksen läpikäynyt austeniitti tuottaa virheiden voimakasta kerääntymistä, mikä suurentaa huomattavasti siirtymätiheyttä austeniitissa. Valssauksen aikana tapahtuva palautuminen ja uudellenkiteytyminen parantavat alkuperäisen austeniitin kiderakeita. Valssauksen ja muodonmuutoksen jälkeen siirtymä kiteiden sisällä järjestäytyy uudestaan hallitun jäähdyttävän relaksaation aikana. Koska hydrostaattinen painekenttä esiintyy reunasiirtymässä, niin välitilan atomi kuten B rikastuu siirtymään, rakeen rajalle ja hienorakeen rajalle, vähentää siirtymän liikkuvuutta ja lopulta muodonmuutoksen aiheuttama hyvin tiheä siirtymä kehittyy palautumisen aikana ja muodostaa pysyvän siirtymäverkon. Relaksaation aikana mikrolejeeringin alkuaineet kuten Nb, V, Ti ja muut vastaavat erkautuvat rakeen rajalla, hienorakeen rajalla ja siirtymissä karbonitridinä, jossa stoikiometriset. suhteet vaihtelevat, kuten muodossa (Nb,V,Ti)x(C,N)y ja muissa vastaavissa. Toisen vaiheen hiukkaset kuten saostuneet karbonitridit kiinnittävät siirtymät ja hienorakeen rajan kiderakeissa ja stabiloivat alirakenteita kuten siirtymän seinän.
Relaksaation jälkeen valssausprosessin toinen vaihe suurentaa austeniitin siirtymätiheyttä. Relaksaation jälkeen, kun muodonmuutoksen kokenut austeniitti jäähdytetään nopeutetusti, austeniitin, jossa ilmenee siirtymää ja erkautumista relaksaatioprosessin aiheuttamana, vaikutukset seuraavaan faasimuunnokseen voidaan tulkita seuraavasti (erona siihen, että muodonmuutoksen jälkeen relaksaatiota ei esiinny ja runsaasti siirtymiä on jakautunut epäjärjestyksessä): ensinnäkin hienon rakeen raja, jolla on tietynlaista suuntauseroa, on edullinen asema ydintymiselle, ja mikäli toinen faasi, jossa on hajanainen rajapinta matriisin kanssa, erkautuu, se helpottaa uuden faasin ydintymistä ja relaksaation jälkeen runsaasti uuden faasin kiderakeita ydintyy alkuperäisissä austeniitin kiderakeissa. Toiseksi, koska relaksaation jälkeen tietty määrä siirtymiä siirtyy hienorakeen rajalle, mikä suurentaa hienorakeiden välistä suuntautumiseroa jossain määrin. Sen jälkeen kun keskimääräisessä lämpötilassa muunnettu tuote kuten bainiitti ydintyy hienorakeen rajalla, sitä estää hienorakeen eturaja kasvun aikana. Kun bainiittiferriittiä muodostuu, toisen faasin erkautuneet karbonitridihiukkaset sotkevat sen faasimuutoksen rajapinnan, mikä estää sen kasvun. TMCP- plus RPC-prosessi muodostaa hyvin tiheän siirtymäverkko-rakenteen, ja toisen faasin erkautuneet materiaalipisteet toimivat lukuisina mahdollisina ydintymiskohtina bainiittiferriitin ydintymiselle, ja toisen faasin hiukkasten häiritsevä vaikutus liikkuvaan rajapintaan ja hienorakeen kehittyneeseen rajapintaan estää bainiitin kasvun. Näin ollen esillä olevan keksinnön mukainen valmistusprosessi voi olla osallisena sekä bainiitin ydintymisen edistämiseen että bainiitin kasvun estoon, tällä tavalla lopullista rakennetta parantaen.
Kuvioiden kuvaus
Kuvio la on pyyhkäisevällä elektronimikroskoopilla (SEM) otettu mikrovalokuva teräs-levyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni esitetyn esimerkin 5 mukaisen hienorakenteesta.
Kuvio la on läpäisevällä elektronimikroskoopilla (TEM) otettu mikrovalokuva teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni esitetyn esimerkin 5 mukaisen hienorakenteesta.
Esillä olevan keksinnön paras suoritusmuoto
Keksintöä havainnollistetaan edelleen seuraavilla esimerkeillä kuvioihin yhdistettynä. Näillä esimerkeillä on tarkoitus vain havainnollistaa keksinnön parasta suoritusmuotoa, keksinnön laajuutta kuitenkaan rajoittamatta.
Esimerkki 1
Taulukossa 1 esitetyt kemialliset komponentit sulatettiin sähköuunissa tai konvertterissa ja valettiin jatkuvaksi valuaihioksi tai teräsharkoksi, joka kuumennettiin sitten 1100 °C:seen 120 minuutiksi ja alistettiin ensimmäiseen valssausvaiheeseen keskipaksuksi valssaavassa valssauslaitoksessa, jossa valssauksen lähtölämpötila oli 1050 °C ensimmäisessä valssausvaiheessa; ja kun valssatun kappaleen paksuus oli 60 mm, se jäi valssauspetiin kunnes lämpötila saavutti arvon 850 °C, ja sitten toteutettiin toinen valssausvaihe, jossa Pass-muodonmuutoksen suuruus toisessa valssausvaiheessa oli 15-28 %, loppuvalssauksen lämpötilan ollessa 830 °C ja valmiin teräslevyn paksuuden ollessa 20 mm. Kun valssaus oli päättynyt, teräslevy johdettiin nopeutetusti jäähdyttävään laitteeseen ja se jäähdytettiin 500 °C:seen 30 °C/s olevalla jäähdytysnopeudella, mitä seurasi jäähdytys pakatussa muodostelmassa tai kylmässä pedissä.
Esimerkki 2 Tässä meneteltiin kuten esimerkissä 1, paitsi että kuumennus tapahtui 1050 °C:ssa 240 minuutin ajan, valssauksen lähtölämpötilan ollessa 1040 °C ensimmäisessä valssaus-vaiheessa ja valssatun kappaleen paksuuden ollessa 90 mm; valssauksen lähtölämpötila toisessa valssausvaiheessa oli 840 °C, Pass-muodonmuutoksen suuruus 15-20 % ja valssauksen loppulämpötila oli 810 °C, ja valmiin teräslevyn paksuus oli 30 mm; ja teräslevyn jäähdytysnopeus oli 25 °C/s ja loppuläpötila oli 490 °C.
Esimerkki 3 Tässä meneteltiin kuten esimerkissä 1, paitsi että kuumennus tapahtui 1050 °C:ssa 150 minuutin ajan, valssauksen lähtölämpötilan ollessa 1080 °C ensimmäisessä valssaus-vaiheessa ja valssatun kappaleen paksuuden ollessa 120 mm; valssauksen lähtölämpötila toisessa valssausvaiheessa oli 830 °C, Pass-muodonmuutoksen suuruus 10-15 % ja valssauksen loppulämpötila oli 820 °C, ja valmiin teräslevyn paksuus oli 40 mm; ja teräslevyn jäähdytysnopeus oli 25 °C/s ja loppuläpötila oli 530 °C.
Esimerkki 4 Tässä meneteltiin kuten esimerkissä 1, paitsi että kuumennus tapahtui 1120 °C:ssa 180 minuutin ajan, valssauksen lähtölämpötilan ollessa 1070 °C ensimmäisessä valssaus-vaiheessa ja valssatun kappaleen paksuuden ollessa 1500 mm; valssauksen lähtölämpötila toisessa valssausvaiheessa oli 830 °C, Pass-muodonmuutoksen suuruus 10-20 % ja valssauksen loppulämpötila oli 800 °C, ja valmiin teräslevyn paksuus oli 50 mm; ja teräslevyn jäähdytysnopeus oli 15 °C/s ja loppuläpötila oli 515 °C.
Esimerkki 5 Tässä meneteltiin kuten esimerkissä 1, paitsi että kuumennus tapahtui 1130 °C:ssa 180 minuutin ajan, valssauksen lähtölämpötilan ollessa 1080 °C ensimmäisessä valssaus-vaiheessa ja valssatun kappaleen paksuuden ollessa 150 mm; valssauksen lähtölämpötila toisessa valssausvaiheessa oli 840 °C, Pass-muodonmuutoksen suuruus 10-15 % ja valssauksen loppulämpötila oli 810 °C, ja valmiin teräslevyn paksuus oli 60 mm; ja teräslevyn jäähdytysnopeus oli 15 °C/s ja loppuläpötila oli 480 °C.
Esimerkki 6 Tässä meneteltiin kuten esimerkissä 1, paitsi että kuumennus tapahtui 1120 °C:ssa 180 minuutin ajan, valssauksen lähtölämpötilan ollessa 1050 °C ensimmäisessä valssaus-vaiheessa ja valssatun kappaleen paksuuden ollessa 120 mm; valssauksen lähtölämpötila toisessa valssausvaiheessa oli 820 °C, Pass-muodonmuutoksen suuruus 15-25 % ja valssauksen loppulämpötila oli 780 °C, ja valmiin teräslevyn paksuus oli 40 mm; ja teräslevyn jäähdytysnopeus oli 20 °C/s ja loppuläpötila oli 540 °C.
Taulukko 1
Esillä olevan keksinnön mukaisen, esimerkeissä 1-6 kuvatun teräslevyn, jolla on pientä hitsausmurtumataipumusta, kemialliset komponentit (paino-%, prosenttia painosta) ja Pcm (%)
Koe-esimerkki 1
Esillä olevan keksinnön mukaiset, esimerkeissä 1-6 kuvatut teräslevyt, joilla on pientä hitsausmurtumataipumusta, testattiin niiden mekaanisen ominaisuuden selvittämiseksi ja tulokset on esitetty taulukossa 2.
Taulukko 2
Esillä olevan keksinnön mukaisten, esimerkeissä 1-6 kuvattujen teräslevyjen, joilla on pientä hitsausmurtumataipumusta, mekaaninen ominaisuus
Taulukoista 1 ja 2 voidaan nähdä, että esillä olevan keksinnön mukaisen teräslevyn, jolla on pientä hitsausmurtumistapumusta, Pcm oli < 0,20 %, myötölujuus oli enemmän kuin 800 MPa, vetolujuus oli enemmän kuin 900 MPa ja Charpy-iskuenergia Akv (-20 °C) oli >150 J, ja levyn paksuus oli korkeintaan 60 mm ja teräslevyn sitkeys ja hitsattavuus olivat erinomaiset matalassa lämpötilassa.
Koe-esimerkki 2
Esillä olevan keksinnön mukainen, esimerkissä 1 kuvattu teräslevy, jolla on pientä hitsausmurtumataipumusta, testattiin sen hitsautuvuuden selvittämiseksi (pieni Tekkenin koe). Murtumia ei todettu ympäristön lämpötilassa eikä 50 °C:ssa (katso taulukko 3), mikä osoittaa, että esillä olevan keksinnön mukaisen teräslevyn hitsausominaisuus on erinomainen, eikä hitsattaessa tarvittu tyypillisesti lainkaan esikuumentamista.
Taulukko 3
Esillä olevan keksinnön mukaisen, esimerkissä 1 kuvatun teräslevyn, jolla on pientä hitsausmurtumataipumusta, hitsaustuvuuskokeesta saadut tulokset
Koe-esimerkki 3
Esillä olevan keksinnön mukaisen, esimerkissä 5 kuvatun teräslevyn, jolla on pientä hitsausmurtumataipumusta, mikroskooppista rakennetta tutkittiin ja kuvioissa la ja Ib on esitetty vastaavasti siitä pyyhkäisevällä elektronimikroskoopilla (SEM) otettu mikro-valokuva ja läpäisevällä elektronimikroskoopilla (TEM) otettu mikrovalokuva.
Kuviosta la voidaan nähdä, että bainiittiliuskeisuus oli ohentunut ja karbidia oli erkautunut bainiittiliuskeen reunalla ja hienoa karbidia oli myös erkautunut bainiittiliuskeen pinnalla. Kuviosta Ib voidaan nähdä, että bainiittiliuske muodostui hienosta nanomitan bainiittiliuskeesta.
Yhteenvetona voidaan esittää, että esillä olevan keksinnön mukaisella teräslevyllä on hieno bainiittiliuskeinen rakenne ja erittäin hieno nanomitan bainiittiliuskeinen alarakenne. Erittäin hienolla bainiittiliuskeisella rakenteella saadaan aikaan hienojen rakeiden lujittava vaikutus, erittäin hienon bainiittiliuskeen rakeen rajaa pitkin erkautuvilla toisen faasin hiukkasilla saadaan aikaan erkautumislujittava vaikutus ja erittäin hienossa bainiittiliuskeessa olevalla siirtymärakenteella saadaan aikaan siirtymälujittava vaikutus ja näiden lujittavien vaikutusten yhteisvaikutus takaa esillä olevan keksinnön mukaisen teräslevyn lujuuden ja sitkeyden.
Teollinen käyttökelpoisuus
Esillä olevan keksinnön edullisia vaikutuksia ovat seuraavat: 1. Kemialliset komponentit on valittu järkevällä tavalla pienentämällä huomattavasti C:n pitoisuutta, korvaamalla Mo osittain halvemmilla seostusalkuaineilla kuten Mn, korvaamalla Cu:lla olevaa erkautumislujittavaa vaikutusta V-karbonitridin hienojen erkautuneiden hiukkasten erkautumislujittavalla vaikutuksella, ja jättämällä pois jalojen alkuaineiden kuten Ni lisäys. Näin ollen seostusalkuaineen pitoisuus on pieni, lähtömateriaalien aiheuttamat kustannukset ovat pienet, hitsausmurtumistaipumus on pieni, eikä ennen hitsausta tarvita esikuumennusta. 2. Koska esillä olevan keksinnön mukaisen teräslevyn yhteydessä ei tarvita ylimääräistä parantavaa lämpökäsittelyä, valmistusprosessi yksinkertaistuu ja teräksen valmistuskustannukset pienenevät. 3. Järkevistä komponenteista ja prosessin suunnitelusta johtuen, toteutukseen liittyviä vaikutuksia ajatellen, prosessiolosuhteet ovat suhteellisen lievät ja teräslevy voidaan valmistaa vakaasti keskipaksuisia teräslevyjä tuottavassa linjassa. 4. Esillä olevan keksinnön mukaisen teräslevyn, jolla on pientä hitsausmurtumis-taipumusta, myötölujuus on enemmän kuin 800 MPa, vetolujuus on enemmän kuin 900 MPa ja Charpy-iskuenergia Akv (-20 °C) on > 150 J; ja levyn paksuus on korkeintaan 60 mm, hitsausmurtumistaipumusta kuvaava kerroin Pcm on < 0,2 %, ja teräslevyn sitkeys ja hitsattavuus matalassa lämpötilassa ovat erinomaiset.
Claims (10)
1. Teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa ja joka teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni, on tunnettu siitä, että se sisältää seuraavat kemialliset komponentit (p-%, prosenttia painosta): C: 0,03-0,08 p-%, Si: 0,05-0,70 p-%, Mn: 1,30-2,20 p-%, Mo: 0,10-0,30 p-%, Nb: 0,03-0,10 p-%, V: 0,03-0,45 p-%, Ti: 0,002-0,040 p-%, AI: 0,02-0,04 p-%, B: 0,0010-0,0020 p-%, lopun ollessa rautaa Fe ja väistämättömiä epäpuhtauksia ja hitsausmurtumistaipumusta kuvaavan kertoimen täyttäessä seuraavan ehdon: Pcm<0,20 %.
2. Patenttivaatimuksen 1 mukainen teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, tunnettu siitä, että teräslevyllä on erittäin hieno bainiittiliuskeinen rakenne.
3. Menetelmä patenttivaatimuksen 1 mukaisen teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, johon menetelmään kuuluvat sulatus-, valu-, kuumennus-, valssaus- ja jäähdytystoimenpiteet, tunnettu siitä, että menetelmässä teräs alistetaan suoraan valssaustoimenpiteen jälkeen jäähdyttävään toimenpiteeseen.
4. Patenttivaatimuksen 3 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmässä valetun jatkuvan valuaihion tai teräsharkon paksuus on vähintään 4 kertaa suurempi kuin valmiin teräslevyn paksuus.
5. Patenttivaatimuksen 3 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmässä kuumennuslämpötila kuumennusprosessissa on alueella 1050-1180 °C, ja pitoaika on 120-180 minuuttia.
6. Patenttivaatimuksen 3 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmässä valssaus on jaettu ensimmäiseksi valssausvaiheeksi ja toiseksi valssausvaiheeksi.
7. Patenttivaatimuksen 6 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmän ensimmäisessä valssausvaiheessa valssauksen aloituslämpötila on 1050-1150 °C ja kun valssatun kappaleen paksuus saavuttaa arvon, joka on 2-4 kertaa valmiin teräslevyn paksuus, valssattu kappale pysyy valssauspedissä, kunnes lämpötila on saavuttanut alueen 800-860 °C, minkä jälkeen se alistetaan toiseen valssausvaiheeseen.
8. Patenttivaatimuksen 6 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmässä Pass-muodonmuutosnopeus toisessa valssausvaiheessa on 10-28 %, ja valssauksen loppulämpötila on alueella 780-840 °C.
9. Patenttivaatimuksen 3 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmässä jäähdytysprosessiin kuuluu tehostettu jäähdytys nopeutetusti jäähdyttävässä laitteessa ja ilmajäähdytys, ja teräslevy johdetaan nopeutetusti jäähdyttävään laitteeseen ja sitä jäähdytetään nopeudella 15-30 °C/s alueella 350-400 °C olevaan lämpötilaan, minkä jälkeen sitä ilmajäähdytetään sen poistuttua nopeutetusti jäähdyttävästä laitteesta.
10. Patenttivaatimuksen 9 mukainen menetelmä teräslevyn, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja jonka myötölujuus on 800 MPa, valmistamiseksi, tunnettu siitä, että menetelmässä ilmajäähdytys toteutetaan jäähdyttämällä pakatussa muodostelmassa tai jäähdytysarinassa. Patentkrav
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN2007100941772A CN101418416B (zh) | 2007-10-26 | 2007-10-26 | 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法 |
| PCT/CN2008/072807 WO2009056055A1 (fr) | 2007-10-26 | 2008-10-24 | Tôle d'acier à limite d'élasticité de grade 800 mpa et faible sensibilité à la fissuration de soudure, et son procédé de fabrication |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| FI20095872A FI20095872A (fi) | 2009-08-25 |
| FI127175B true FI127175B (fi) | 2017-12-29 |
Family
ID=40590559
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| FI20095872A FI127175B (fi) | 2007-10-26 | 2009-08-25 | Teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja myötölujuus on 800 MPa, sekä menetelmä sen valmistamiseksi |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US8702876B2 (fi) |
| EP (1) | EP2218801B1 (fi) |
| JP (1) | JP5233020B2 (fi) |
| KR (1) | KR101563929B1 (fi) |
| CN (1) | CN101418416B (fi) |
| DE (1) | DE112008000562B4 (fi) |
| ES (1) | ES2424009T3 (fi) |
| FI (1) | FI127175B (fi) |
| SE (1) | SE535302C2 (fi) |
| WO (1) | WO2009056055A1 (fi) |
| ZA (2) | ZA200901450B (fi) |
Families Citing this family (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102162061B (zh) * | 2010-02-23 | 2013-09-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板及其制造方法 |
| CN102260823B (zh) * | 2010-05-27 | 2013-04-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度690MPa级高强钢板及其制造方法 |
| CN102337482B (zh) * | 2010-07-23 | 2013-11-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板 |
| CN102051522A (zh) * | 2010-12-21 | 2011-05-11 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 贝氏体组织高强韧性结构钢q550d（e）钢板及其生产方法 |
| CN102560045B (zh) * | 2010-12-22 | 2014-10-01 | 中国科学院金属研究所 | 块体纳米结构低碳钢及其制备方法 |
| RU2458751C1 (ru) * | 2011-02-25 | 2012-08-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства листов из низколегированной трубной стали классов прочности к52-к60 |
| RU2458754C1 (ru) * | 2011-03-17 | 2012-08-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности х70 |
| CN102839319B (zh) * | 2011-06-24 | 2014-12-10 | 宝钢特钢有限公司 | 1100MPa级高强度钢及其生产方法 |
| JP2013227624A (ja) * | 2012-04-25 | 2013-11-07 | Jfe Steel Corp | 加工性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 |
| KR101579415B1 (ko) | 2012-12-28 | 2015-12-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 항복 강도 670∼870n/㎟ 및 인장 강도 780∼940n/㎟를 갖는 강판 |
| CN103060690A (zh) * | 2013-01-22 | 2013-04-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度钢板及其制造方法 |
| CN103233179B (zh) * | 2013-05-13 | 2015-08-19 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种易成型高强度中厚钢板的生产方法 |
| CN103305752B (zh) * | 2013-06-20 | 2015-04-15 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种大厚度高性能SA302GrC钢板及其生产方法 |
| CN103695773B (zh) * | 2013-12-11 | 2015-10-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈服强度为690MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法 |
| CN103695772B (zh) * | 2013-12-11 | 2015-12-30 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈服强度为550MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法 |
| CN103898406B (zh) * | 2014-03-25 | 2016-08-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法 |
| CN103952643B (zh) * | 2014-05-13 | 2017-01-18 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板及其制备方法 |
| CN104152818A (zh) * | 2014-08-12 | 2014-11-19 | 昆明理工大学 | 一种双相不锈钢及其制备方法 |
| CN106319343B (zh) * | 2016-10-10 | 2021-08-17 | 宝钢德盛不锈钢有限公司 | 一种低成本的高强度不锈钢及其焊管制造方法 |
| CN108103398B (zh) * | 2017-12-07 | 2021-06-25 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 一种460Mpa级高强度高耐候钢板的生产方法 |
| CN108315666A (zh) * | 2018-02-12 | 2018-07-24 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 低焊接裂纹敏感性q500gje钢板及其生产方法 |
| CN110195193B (zh) * | 2018-02-27 | 2021-03-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造方法 |
| CN110004358B (zh) * | 2019-03-29 | 2021-05-25 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低Pcm值大厚度易焊接海工钢板及其生产方法 |
| CN110117754B (zh) * | 2019-05-20 | 2020-10-02 | 北京科技大学 | 一种屈服强度500MPa级的耐多种介质腐蚀钢及其制备方法 |
| CN115537681B (zh) * | 2021-06-30 | 2023-10-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法 |
| CN114395691A (zh) * | 2021-12-16 | 2022-04-26 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种水电工程用低焊接裂纹敏感性止裂钢sx780cf的生产方法 |
| CN114480961B (zh) * | 2021-12-24 | 2023-03-10 | 安阳钢铁集团有限责任公司 | 一种冷裂纹敏感系数≤0.19的620MPa级高强钢及其生产方法 |
| CN114657458B (zh) * | 2022-02-18 | 2022-10-25 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 大厚度高强韧高热输入焊接用原油储罐钢板及其制备方法 |
| CN115351094A (zh) * | 2022-06-28 | 2022-11-18 | 武安市裕华钢铁有限公司 | 一种低焊接裂纹敏感性制管用碳素结构钢的生产方法 |
Family Cites Families (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54132421A (en) | 1978-04-05 | 1979-10-15 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high toughness bainite high tensile steel plate with superior weldability |
| JPS5696054A (en) | 1979-12-28 | 1981-08-03 | Kobe Steel Ltd | Hot rolled steel plate for flash butt welding and cold working |
| JPS5719321A (en) | 1980-07-08 | 1982-02-01 | Nippon Steel Corp | Improvement for sulfide stress corrosion cracking of low alloy steel |
| JPS5877528A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 |
| JPS61147812A (ja) | 1984-12-19 | 1986-07-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 |
| JPS6210240A (ja) | 1985-07-08 | 1987-01-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性と圧潰強度の優れた継目無油井管用鋼 |
| JPS62103347A (ja) | 1985-10-30 | 1987-05-13 | Nippon Steel Corp | 板厚２５ミリメートル以上の厚肉高靭性高張力鋼およびその製造法 |
| JP3208495B2 (ja) * | 1992-01-28 | 2001-09-10 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
| JPH07305113A (ja) * | 1994-05-11 | 1995-11-21 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた建築用低降伏比厚肉耐火鋼の製造方法 |
| US5545270A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability |
| JPH08232017A (ja) * | 1994-12-28 | 1996-09-10 | Nkk Corp | 溶接性と音響異方性に優れた調質型６０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級鋼の製造方法 |
| JPH08209237A (ja) * | 1995-01-31 | 1996-08-13 | Nkk Corp | 溶接性と音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPH10298706A (ja) * | 1996-06-21 | 1998-11-10 | Nkk Corp | 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法 |
| JPH10237583A (ja) | 1997-02-27 | 1998-09-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力鋼およびその製造方法 |
| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| CN1088474C (zh) * | 1997-07-28 | 2002-07-31 | 埃克森美孚上游研究公司 | 具有优异韧性的可焊接超高强度钢的制造方法 |
| ES2216301T3 (es) | 1997-07-28 | 2004-10-16 | Exxonmobil Upstream Research Company | Aceros que contienen boro, soldables, de resistencia ultra-alta, con tenacidad superior. |
| JP2000192140A (ja) * | 1998-10-16 | 2000-07-11 | Nkk Corp | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JP3972553B2 (ja) * | 1999-02-15 | 2007-09-05 | 住友金属工業株式会社 | テーパー鋼板及びその製造方法 |
| JP4071906B2 (ja) | 1999-11-24 | 2008-04-02 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 |
| JP3770106B2 (ja) * | 2001-06-20 | 2006-04-26 | 住友金属工業株式会社 | 高強度鋼とその製造方法 |
| JP2003147477A (ja) * | 2001-11-07 | 2003-05-21 | Kawasaki Steel Corp | ７００ＭＰａ超級非調質低降伏比厚鋼板およびその製造方法 |
| CN1210431C (zh) * | 2002-05-22 | 2005-07-13 | 武汉钢铁(集团)公司 | 大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢的生产方法 |
| US20040118489A1 (en) | 2002-12-18 | 2004-06-24 | Weiping Sun | Dual phase hot rolled steel sheet having excellent formability and stretch flangeability |
| CN100368582C (zh) | 2003-01-28 | 2008-02-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种超低碳贝氏体钢的生产方法 |
| JP4259374B2 (ja) | 2004-03-30 | 2009-04-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP4193757B2 (ja) * | 2004-06-08 | 2008-12-10 | 住友金属工業株式会社 | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法ならびに溶接鋼管 |
| CN100494451C (zh) * | 2005-03-30 | 2009-06-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法 |
| EP1951519A4 (en) * | 2005-10-24 | 2008-12-31 | Exxonmobil Upstream Res Co | HIGH-RESISTANCE TWO-PHASE STEEL WITH LOW LIMITING RATIO, HIGH HARDNESS AND EXCEPTIONAL WELDABILITY |
| JP4770415B2 (ja) * | 2005-11-15 | 2011-09-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| CN100439545C (zh) * | 2006-03-27 | 2008-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 800MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法 |
| JP2007270194A (ja) * | 2006-03-30 | 2007-10-18 | Jfe Steel Kk | 耐ｓｒ特性に優れた高強度鋼板の製造方法 |
| CN100412223C (zh) | 2006-07-20 | 2008-08-20 | 武汉钢铁(集团)公司 | 具有优良耐蚀性和抗疲劳性的超高强度钢及其制造方法 |
-
2007
- 2007-10-26 CN CN2007100941772A patent/CN101418416B/zh active Active
-
2008
- 2008-10-24 KR KR1020097013435A patent/KR101563929B1/ko active IP Right Grant
- 2008-10-24 US US12/524,311 patent/US8702876B2/en active Active
- 2008-10-24 SE SE0900863A patent/SE535302C2/sv unknown
- 2008-10-24 JP JP2009546639A patent/JP5233020B2/ja active Active
- 2008-10-24 DE DE112008000562T patent/DE112008000562B4/de active Active
- 2008-10-24 WO PCT/CN2008/072807 patent/WO2009056055A1/zh active Application Filing
- 2008-10-24 EP EP08844903.8A patent/EP2218801B1/en active Active
- 2008-10-24 ES ES08844903T patent/ES2424009T3/es active Active
-
2009
- 2009-06-25 ZA ZA200901450A patent/ZA200901450B/xx unknown
- 2009-06-25 ZA ZA200904458A patent/ZA200904458B/xx unknown
- 2009-08-25 FI FI20095872A patent/FI127175B/fi active IP Right Grant
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES2424009T3 (es) | 2013-09-26 |
| EP2218801A4 (en) | 2012-02-01 |
| WO2009056055A1 (fr) | 2009-05-07 |
| ZA200904458B (en) | 2010-10-27 |
| SE0900863L (sv) | 2009-07-27 |
| KR101563929B1 (ko) | 2015-10-28 |
| US20100032062A1 (en) | 2010-02-11 |
| EP2218801A1 (en) | 2010-08-18 |
| JP5233020B2 (ja) | 2013-07-10 |
| EP2218801B1 (en) | 2013-05-01 |
| DE112008000562T5 (de) | 2010-01-28 |
| KR20100070310A (ko) | 2010-06-25 |
| CN101418416B (zh) | 2010-12-01 |
| SE535302C2 (sv) | 2012-06-19 |
| JP2010516895A (ja) | 2010-05-20 |
| DE112008000562B4 (de) | 2013-05-29 |
| ZA200901450B (en) | 2010-08-25 |
| US8702876B2 (en) | 2014-04-22 |
| FI20095872A (fi) | 2009-08-25 |
| CN101418416A (zh) | 2009-04-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| FI127175B (fi) | Teräslevy, jonka hitsausmurtumistaipumus on pieni ja myötölujuus on 800 MPa, sekä menetelmä sen valmistamiseksi | |
| CA2600747C (en) | High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same | |
| US20070193666A1 (en) | High Strength Dual Phase Steel With Low Yield Ratio, High Toughness and Superior Weldability | |
| KR100920536B1 (ko) | 용접성 및 가스 절단성이 우수한 고장력 내화강 및 그 제조방법 | |
| CN106319380A (zh) | 一种低压缩比690MPa级特厚钢板及其生产方法 | |
| WO2009123292A1 (ja) | 高張力鋼およびその製造方法 | |
| WO2014038200A1 (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 | |
| KR101377251B1 (ko) | 저온인성이 우수한 탄질소 복합첨가 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법 | |
| WO2021054344A1 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| RU2768842C1 (ru) | Высокопрочный толстый стальной лист для трубопровода, имеющий превосходную низкотемпературную ударную вязкость и пластичность, а также низкое отношение предела текучести к пределу прочности, и способ его получения | |
| KR20070113140A (ko) | 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판과 그의 제법 | |
| KR100797326B1 (ko) | Ｐｗｈｔ 물성 보증용 심해 라이저 파이프 강재 및 그제조방법 | |
| KR100711371B1 (ko) | 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법 | |
| JP2008013812A (ja) | 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| EP1681362B1 (en) | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility and ductility | |
| JP6299676B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| KR101546132B1 (ko) | 극후 강판 및 그 제조 방법 | |
| JPH05331591A (ja) | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101344610B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| JPH11323481A (ja) | 微細粒組織を有する鋼とその製造方法 | |
| KR101376683B1 (ko) | 고강도 고장력강 및 그 제조 방법 | |
| JP5110965B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製法 | |
| KR100544638B1 (ko) | 항복강도 및 저온 파괴정지 특성이 우수한 후판강관구조용 강재의 제조방법 | |
| JP4385791B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003342687A (ja) | 強度延性バランスの優れた鋼管とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FG | Patent granted |
Ref document number: 127175 Country of ref document: FI Kind code of ref document: B |