HU189130B - Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels - Google Patents
Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels Download PDFInfo
- Publication number
- HU189130B HU189130B HU821164A HU116482A HU189130B HU 189130 B HU189130 B HU 189130B HU 821164 A HU821164 A HU 821164A HU 116482 A HU116482 A HU 116482A HU 189130 B HU189130 B HU 189130B
- Authority
- HU
- Hungary
- Prior art keywords
- weight
- steel
- tube
- mining
- forming
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 56
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 56
- 238000005065 mining Methods 0.000 title claims abstract description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 15
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 33
- 230000008569 process Effects 0.000 claims abstract description 19
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims abstract description 17
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 9
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 13
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 10
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 9
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 9
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 6
- 238000004080 punching Methods 0.000 claims description 4
- 239000007858 starting material Substances 0.000 claims description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 3
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 claims description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 claims 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 abstract description 20
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 5
- 229910000742 Microalloyed steel Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 abstract 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 24
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 14
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 13
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 8
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 8
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 7
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 6
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 6
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000000047 product Substances 0.000 description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001257 Nb alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 2
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001199 N alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 2
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 2
- 239000002775 capsule Substances 0.000 description 2
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000010534 mechanism of action Effects 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000882 Ca alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910004709 CaSi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001182 Mo alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000756 V alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005587 bubbling Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce] ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 1
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 230000007850 degeneration Effects 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000004744 fabric Substances 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- QEFYFXOXNSNQGX-UHFFFAOYSA-N neodymium atom Chemical compound [Nd] QEFYFXOXNSNQGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011236 particulate material Substances 0.000 description 1
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 1
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 238000009751 slip forming Methods 0.000 description 1
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000009785 tube rolling Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
A találmány tárgya eljárás javított tulajdonságú, nagy folyáshatárú, jól hegeszthető és növelt korrózióállóságú, szerkezeti, bányászati és nagyszilárdságú csőként egyaránt fejhasználható csőféleségek előállítására kombinált mikroötvözésű acélokból.
A technika jelenlegi állása szerint több olyan eljárás ismert acéllemez vagy kovácsolt termék előállítására, amely mikroötvözést és szabályozott hengerlést alkalmaz. (A mikroötvözésnél 0,001-0,3 s%-nyi olyan ötvözőt használnak, amely az Ν, O, S és részben a C megkötésével fejti ki hatását.) Az is ismert, hogy a varrat nélküli acél csőgyártás (lyukasztás és meleghengerlés) és a lemezhengerlés, illetve kovácsolás között olyan alapvetően eltérőek a melegalakítási viszonyok és folyamatok, hogy a lemezhengerlés terén szerzett ismeretek, illetve alkalmazott technikák lényeges változtatás nélkül nem jöhetnek számításba csövek gyártásakor.
A szabályozott hengerlés célja egyrészt az, hogy a hengerlés folyamán az újrakristályosodási és kristályszemcse-növekedési folyamatok megfelelő szabályozása útján a lehető legfinomabb ferrit-szemcse legyen előállítható, másrészt hogy a kiválási folyamatok befolyásolása révén fokozható legyen a kiválásos keményedés. Az utóbbi hatás a nióbium ötvözőelem azon tulajdonságán alapszik, hogy egészen kis koiicentráció-értékek mellett is jelentős mértékben képes megváltoztatni az ausztenit újrakristályosodási viselkedését [Humbert et al., Archív für das Eisenhüttenwesen, 52, 359-366 (1981)]. Ezzel is magyarázható, hogy a legelterjedtebben a Nb-ot egyedül alkalmazzák mikroötvözőként, de alkalmazzák Ti-nal, V-mal, illetve Al-mal kombinálva is. A 4 124 412. sz. USA-beli szabadalmi leírás részletes vizsgálat tárgyává teszi a Nb hatásmechanizmusát és kimutatja, hogy csak bonyolult követelmény-rendszer kielégítő Nb-mennyiség befolyásolja kedvezően az acél tulajdoságait. A kívánt Nb-tartalom beállítása azonban az ötvözés időszakában megkívánja az egyébként ismert C-tartalom mellett az ossz N- és a savoldható Al-tartalom meghatározását. Ez egyrészt bonyolult és drága berendezéseket igénylő feladat, másrészt ilyen adatok a szükséges időpontban nem is állnak rendelkezésre, mert pl. üstmetallurgia esetén a N-tartalom a 10-15 percig tartó kezelés vége felé erősebben növekedik, és a mintegy 5 percnyi elemzési idő után jelenlevő N-mennyiség már teljesen más, mint a próbavételkor. A Nb-megoszlás ismerete viszont lényeges, mert az optimumtól való eltérés a Nb egyébként előnyös hatásait kedvezőtlenné változtatja.
A Nb mikroötvözésű acél szívóssága nagymértékben függ a melegalakítás befejezési hőmérsékletétől, amely így kritikus hőmérséklet jellegű, és számszerű értéke függ az acélösszetételtől, az utolsó melegalakítás mértékétől és hőmérsékletétől, valamint az ausztenit újrakristályosodás állapotától.
A Nb 1175-1200’C-ig nem oldódik, és ezáltal gátolja az ausztenit szemcsedurvulását. Az oldódás szempontjából kritikus hőmérséklet túllépésekor a részecskék gyorsan feloldódnak, és ezáltal nagyságrendekkel nő az ausztenit szemcsehatár elmozdulási sebessége, ami az ausztenit másodlagos újrakris2 tályosodására vezet. Ekkor nagyon durva, egyenlőtlen szemcsenagyságú kristályok képződnek, amelyek kristályhatára az allotrópan átalakult ferrites szövetben különösen hajlamos az átöröklődésre; ez a szakirodalomban „stress relief cracking” elnevezéssel ismert repedésre teszi hajlamossá az acélt.
A Nb-mikroötvözés korrózióállóság szempontjából nem kedvező. A Nb-mal és V-mal mikroötvözött acél levegő-korrózióállósága megegyezik a szénacélokéval. A H2S- és H-feszültségi korrózió szempontjából a „stress relief cracking”-hez hasonlóan az egykori ausztenit-kristályok határain levő kiválások hátrányosak, és könnyen vezetnek korróziós repedések képződésére. Olyan olaj- vagy gázlelőhelyeken, ahol a szokásosnál nagyobb a H2S-tartalom, és azt víz, NaCl és CO2 is kíséri, a H2S-feszültségi korrózió miatt a hagyományos módon gyártott, növelt vagy nagy szilárdságú acélcsöveket nem lehet használni. E hátrányos tulajdonságok miatt a Nb-mikroötvözés előnyeit nem lehet kellően kihasználni. A Nb mellett ötvözött V és Al, de a Ti és Zr sem képes megszüntetni a nehézségeket, sőt ezek az ötvözök újabb bonyodalmakat okozhatnak. Ugyanis az Al, a Ti és a Zr az acél kéntartalmával kristályhatármenti szulfidokat alkot, így megakadályozza az ausztenit-szemcse finomoldását, és egyben ridegíti is az acélt. Az acél szilárdságának és átmeneti hőmérsékletének javítására a 4124 412. sz. USA-beli szabadalmi leírás szerint Ni-t is ötvöznek a mikroötvözött acélba; ez azonban melegalakításkor melegtörékenységet okoz, ha az Al mennyisége meghaladja a 0,05 %-ot.
A felsorolt nehézségek miatt a Nb vagy Nb + V és/vagy Ti + Al mikroötvözési eljárások már nem felelnek meg a mai technika által támasztott követelményeknek javított tulajdonságú acélcsövek gyártásakor.
A 2 392 121. sz. francia szabadalmi leírás a Nb helyett, illetve mellett B-ral mikroötvözött anyagból állít elő csövet szabályozott hengerléssel és hozzákapcsolt edző-megeresztő hőkezeléssel. A B mikroötvözőként teljesen más hatásmechanizmusú, mit a Nb, Ti és V. Ez utóbbiak karbonitrideket, illetve nitrideket képeznek, amelyek a ferritausztenit átalakulási hőmérséklet (Ac3) felett oldatba mennek, majd lehűléskor az ausztenitet túltelítik, és főleg az ausztenit-ferrit átalakulás befejeződési hőmérséklete (ArJ környékén igen finom kiválásokat képeznek, ezzel jelentősen javítva a mechanikai jellemzőket. A B ezzel szemben Fe2B intermetallikus vegyületként válik ki. Ellentétben a Nb, V és Ti ötvözőkkel, amelyek mellett a N jelenléte előnyös, a B-mikroötvözéskor a N nagyon káros, mert a B-tartalom egy részét hatástalanítja. A B hegesztéskor elősegíti a feszültségi repedés képződését az átmeneti zónában, és erősen növeli a hegeszthetőségre jellemző Ce karbon-egyenértéket.
A 753 924. sz. szovjet szabadalmi leírás a 0,15 s% és 0,35 s% közötti nagy szén tartalmú, vagyis az edződő acélok csoportjába tartozó acélféleséget ismertet, amely 0,15 s%-nál több (0,15-1,0 s%) szilíciumot, valamint nióbiumot és alumíniumot is tar-21
189 130 talmaz. A magas szilícium-tartalom az acél edződésének elősegítéséhez szükséges.
A 601 321. sz. szovjet szabadalmi leírásban ismertetett acélötvözet 0,15-0,35 súly % szilíciumot, továbbá nióbiumot, nitrogént, lantánt és neodimot is tartalmaz.
A 642 369. sz. szovjet szabadalmi leírás acélok mikroötvözését ismerteti titánnal, alumíniummal, cériummal, molibdénnel, nióbiummal és vanádiummal, kiemelve a vanádium, a molibdén, a titán és az alumínium fontosságát.
A 800 226. sz. szovjet szabadalmi leírásban ismertetett acélötvözet 0,3-0,7 s% szilíciumot, továbbá nióbiumot, molibdént, alumíniumot és nitrogént is tartalmaz. A’ szabadalmi leírás külön kiemeli a molibdén jelentőségét.
A 755 881. sz. szovjet szabadalmi leírás olyan acélféleséget ismertet, amely ötvözőként nióbiumot, molibdént, alumíniumot és nitrogént, továbbá 0,3-0,7 s% szilíciumot tartalmaz. Külön kiemelik a molibdén és az alumínium kedvező hatását.
,A technika mai állásának megfelelő szabadalmakból és szakirodalomból jól ismert, hogy a mikroötvözőkkel alkotott karbonitridek, elsősorban a Nb(NC) és a Ti(NC) viszonylag nagy hőmérsékletig (1200-1250 °C) akadályozzák az ausztenit szemcseduryulását, aminek elkerülése alapvető fontosságú. Különösen káros az egyenlőtlen szemcsenagyságú, helyenként igen durva kristályokat képező ausztenit, amely Nb mikroötvözésekor gyakran előfordul, és widmannstáttenes ferrit néven ismert durva, tűszerű szövetet eredményez.
Mind ez ideig a gyakorlatban nem volt ismeretes mikroötvözött acélokból végzett csőgyártás esetén olyan módszer, amely megszüntetné az alap- és mikroötvözőknek, valamint a szennyezőknek a kedvezőtlen hatásait és előnyös finom kristályszemcse-szerkezetet eredményezne, aminek révén a meleghengerlést követő külön hőkezelések nélkül jelentős mértékben tökéletesednének a termék tulajdonságai, tehát egyetlen kohászati műveletsorban, külön hőkezelés nélkül lehetővé válna növelt vagy nagy szilárdságú, szívós, jól hegeszthető, kénhidrogén-korrózióálló acélcső-féleségek gyártása.
A találmány célja az ismert eljárások hátrányainak kiküszöbölésével olyan eljárás biztosítása, amely egyszerű módon teszi lehetővé nagy szilárdságú és folyáshatárú, szívós és jól hegeszthető, növelt korrózióállóságú, szerkezeti, bányászati és nagyszilárdságú csőként egyaránt felhasználható csőféleségek előállítását kombinált mikroötvözésű acélokból.
A találmány alapja az a felismerés, hogy a fenti cél maradéktalanul ejérhető, ill. a kívánt finomabb ausztenites szerkezet létrehozható, ha a szén és a vanádium arányát, továbbá a kén- és a kalciumtartalmat meghatározott értékre állítjuk be, és azt követően a meleghengerlésre kerülő anyagot (öntecset) 1200 °C-nál magasabb hőmérsékletre hevítjük, majd megfelelő előalakítással finomabb szemcsés ausztenites szövetszerkezetet hozunk létre, és azt megszakított melegalakítás-sorozattal a kívánt méretre hengereljük.
A találmány alapját képezi az a felismerés is, hogy a fenti cél elérését megkönnyíthetjük, ha az acél szilícium-tartalmát 0,15 s%-nál kisebb értékre állítjuk be.
A találmány további alapja az a felismerés, hogy 0,4 és 1,5 közötti C/V arány, a fenti szilícium-tartalom, továbbá 0,003-0,012 s% kéntartalom és 0,002-0,02 s% kalcium-tartalom esetén a kívánt finomabb ausztenites szerkezetű acél előállítható nióbium, titán, molibdén, alumínium és nitrogén ötvözök alkalmazása nélkül is, és ezáltal elkerülhetők az ezen ötvözök alkalmazásával együttjáró nehézségek és hátrányok, valamint többletköltségek, így elkerülhető a nióbium ötvözésével együttjáró szívósságcsökkenés és repedési hajlam, a molibdén ötvözésével együttjáró átmeneti-hőmérséklet növekedés, az alumínium ötvözésével bizonyos esetekben együttjáró ütőmunka-értékcsökkenés és átmeneti hőmérsékletnövekedés, a nitrogén ötvözésével együttjáró ütőmunka-értékcsökkenés, valamint a titán ötvözésével együttjáró szilárdság- és szivösságcsökkenés.
A találmány még további alapja az a felismerés, hogy - szemben az eddigi ismeretekkel - a melegalakítást megelőzően létrehozott egyenletesen durva ausztenites szövetszerkezet a kész cső tulajdonságait kedvezően befolyásolja, ha elkerüljük a másodlagos újrakristályosodást, illetve a csőgyártás folyamán a durva tűs ferrit-képződést. A megfelelően megválasztott szén : vanádium aránnyal kedvezően lehet szabályozni az alakított ausztenit újrakristályosodását és az Arl alatti lehűlés közben a kiválásos keményedést, továbbá az acé! szemcsenagyságát és a perlit mennyiségét, ezáltal pedig a szilárdsági tulajdonságokat.
Végül a találmány alapja az a felismerés, hogy 0,4 és 1,5 közötti C/V arány esetén a vanádium az acél egyedüli mikroötvözőjeként elegendő, más mikroötvözőkre nincs szükség.
A fentiek alapján a találmány eljárás javított tulajdonságú, szerkezeti, bányászati és nagyszilárdságú csőként egyaránt felhasználható csőféleségek előállítására kombinált mikroötvözésű acélokból. A találmány értelmében úgy járunk el, hogy az acél kémiai összetételét a szokásos acélgyártási és ötvözési módszerekkel 0,4 és 1,5 közötti, előnyösen 0,8 és 1,2 közötti C/V értékre, szilícium-tartalmát 0,15s%-nál kisebb értékre, kéntartalmát 0,003-0,012 s%, előnyösen 0,005-0,008 s% értékre és kalcium-tartalmát 0,002-0,02 s%, előnyösen 0,005-0,01 s% értékre állítjuk be, és a gyártás kiinduló anyagát (öntecs) 1200 °C-nál magasabb hőmérsékletre hevítéssel egyenletesen durva ausztenites szemcseszerkezetűvé alakítjuk, majd legalább 20%-os, célszerűen 40%-os előalakítással (lyukasztással) újrakristályosított finomabb ausztenites szemcseszerkezetű anyagot hozunk létre, és azt egymást követően megszakított melegalakílás-sorozattal legalább 50%-os, előnyösen 80-85%-os mértékű alakítással készméretűre hengereljük.
Az egymást követően megszakított alakítássorozatot célszerűen pilger rendszerű hengerléssel vagy tolópad rendszerű alakítással végezzük.
Az 1200 °C felett bekövetkező ausztenit szemcsedurvulásnak a szemcsedurvulást károsnak tartó eddigi eljárásokkal szemben a következő előnyei vannak:
189 130
- az öntéskor megdermedt kristályhatáron lévő összes kiválás, szennyeződés oldatba megy,
- a derjnedést kísérő ötvöző és szennyező dúsulások teljesen hotnogenizálódnak,
- a csőgyártás első, legalább 40%-os melegalakítása során az alakított durvaszemcsés ausztenit teljesen átkristályosodik, és ellentétben az 1200’C alatti izzításokkal dolgozó eljárásokkal, ahol egyenlőtlen szemcseméretű szövet keletkezik, egyenletes ausztenit szemcseméret alakul ki, ami az időben megszakított melegalakítás-sorozatnál lényeges követelmény.
Az egyenletes ausztenit-szemcseméret nagyobb (1000-800 ’C) melegalakítási befejező hőmérsékletköz alkalmazását teszi lehetővé, a V-mikroötvözés, illetve a megfelelően beállított C/V viszony pedig csökkenti az acélnak a befejező melegalakitási hőmérséklet iránti érzékenységét, mert az Ac3 hőmérséklet közelében az ausztenit mikroötvözőben erősen túltelített lesz, és a V nagyobb oldhatósága miatt ez fékezi az ausztenit újrakristályosodását. Ha most ezt a túltelített ausztenitet az Ac3 alá hűtjük, az allotrop átalakulás és a karbonitrid-, illetve karbid-kiválás közel egyidejűleg megy végbe, és a nagyon finomszemcsés kiválás finomszemcsés ferrites szövetet eredményez.
A Ca egymagában az acélban csak 0,002% nagyságrendben oldódik, de az acél Ni-ötvözése növeli a Ca oldhatóságát, és így a találmány értelmében beötvözendő 0,002-0,02% Ca-mennyiség könnyen elérhető. Az oldott Ca szinergetikus hatással kedvezően befolyásolja a keményedést okozó karbonitrid- és karbid-kivá)ást.
A találmány szerinti eljárással előállított acélcső 0,009-0,18 s% C-t, 1,2-1,5 s% mangánt, 0,003-0,012 s% S-t, a kéntartalomnál legalább kétszer több Ce-ot, 0,15s%-nál kevesebb Si-ot, 0,020 s%-nál kevesebb P-t és 0,002-0,02 s% Ca-ot tartalmaz, és a C/V-arány 0,4 és 1,5 közötti értékű.
A találmány értelmében célszerűen úgy járunk el, hogy a fenti követelményeknek megfelelő kémiai összetételű acél öntecset, amelyet bármely ismert és iparilag alkalmazott módszerrel elő lehet állítani, 1250-1300’C-ra előhevítjük, majd előalakítjuk (lyukasztjuk). Ekkor a homogenizált durvaszemcsés szövetet szétroncsoljuk, miközben az anyag 1150-1000 °C-ra hűl le, és az igen rövid idő alatt végbemenő újrakristályosodás folytán az ausztenit a kiindulásinál jóval finomabb, egyenletes szemcseméretű lesz. Az így előalakított és újrakristályosított terméket egymást követő alakító sorozatnak vetjük alá egy vagy több egymás után kapcsolt melegalakító berendezésen. Ekkor az ausztenit az alakváltozástól függően deformálódik, és a csökkenő hőmérsékleten már csak részben kristályosodik újra; végül egy kritikus hőmérséklet alatt, amely az acél összetételétől és az alakváltozás mértékétől is függ, már nem tud újrakristályosodni. Ezt az állapotot elérve, továbbbi melegalakítással növelhetjük a kész tennék szilárdságát, folyáshatárát és szívósságát.
Az eljárás hatásosságának növelésére a 0,4 és 1,5 közötti értékre beszabályozott C/V aránnyal az ausztenit stabilitását 900 ’C és 1050 ’C közötti hőmérséklettartományban biztosítjuk, ahol a melegít) alakítást befejezzük. Ezt a hőmérséklettartományt célszerűen a melegalakítás redukciójával és időben való eltolásával érjük el.
A csőhengérlés befejezési hőmérséklete alatt a 60-85%-os mértékben melegen alakított csövet mintegy 750 °C-ra, vagyis az Ac3 pont alá hagyjuk hűlni, miközben az ausztenit allotrop átalakulással finom ferritté alakul át.
A Ca-ötvözést célszerűen porbefúvatással vagy vaskapszulába zárt CaMnSi vagy CaSi ötvözettel végezzük.
A találmány szerinti eljárás főbb előnyei a következők :
a) Iparilag egyszerűen kivitelezhető.
b) Hőkezelési műveletek, berendezések és költséges ötvözőanyagok megtakarítását eredményezi.
c) A javított tulajdonságú acélcsövek felhasználói számára jelentős anyagmegtakarítást tesz lehetővé.
d) A növelt szilárdság ellenére jó kénhidrogénkorrózióállóságot biztosít.
Az eljárás által az acélgyártásban és a csőgyártásban nyújtott előnyöket részletesebben az alábbiakban ismertetjük.
A találmány szerinti eljárás az acélgyártásban eddig 5 különböző technológia szerint gyártott acélminőségeknek megfelelő tulajdonságokat tud biztosítani. Ennek következtében csökken az előállítandó acélminőségek száma, ami a következő előnyökkel jár:
- kisebb mértékű a revésedés
- kevesebb technológiát kell az üzemben alkalmazni,
- egyszerűbb a programozás, ami szervezési költségcsökkentést eredményez,
- kevesebb a repedt, illetve felülethibás öntecs, ami hántolási, faragási munkabér-, anyag- és szerszámköltség-megtakarításon túl az öntecs gyártásbevételének időszükségletét is megrövidíti.
Az új acéltípus elektro- és SM kemencéből, valamint konverterből egyaránt gyártható, mert nincs egy adott acélgyártási módhoz kötve.
Az acélminőség lehetővé teszi a korszerű acélfinomítási eljárások alkalmazását, így például a porbefúvást, az argon-átbuborékoltatást és a szintetikus salakos kezelést.
Az eljárás a csőgyártásban a technológia megfelelő alkalmazásával és módosításával a meglévő berendezéseken sokféle minőségi cső, mint például melegen hengerelt olajbányászat! csövek és melegen hengerelt vezeték- és szerkezeti csövek gyártását teszi lehetővé. E sokféle csőminőség előállítását megfelelő hengerlést technológia alkalmazásával lehet biztosítani, így pl. az alakítási hőmérséklet szabályozásával, az alakítások mértékének optimalizálásával, az egyes alakítások kezdő hőmérsékletének beállításával, az alakítás közbeni hűlés irányításával és a befejező hőmérséklet szabályozásával.
A csőgyártásból származó főbb előnyök:
- egyetlen acélminőségből többféle csőminőség biztosítható, ami a szervezési, készletezési és raktározási költségek csökkenésével jár,
- a gyártmányválaszték új, korszerű folyáshatárú, szakítószilárdságú és garantált hideg ütőmunkájú csőminőségekkel bővül,
189 130.
- az új csőminőségek a nemzetközi színvonalnak megfelelő tulajdonságokkal rendelkeznek,
- nincs szükség új beruházásra,
- a megfelelő tulajdonságokat technológiához vagy mérethez való kötöttség nélkül kapjuk.
Pilger technológia alkalmazásából (középsor, nagysor) származó előnyök:
- kisebb hőmérsékleten végezhető a lyukasztás és a pilger hengerlés, ami jelentős energiamégtakarítást eredményezhet,
- kisebb a revésedés mértéke,
-jobb a lyukasztott hüvely és a hengerelt cső felülete,
- a kedvezőbb melegképlékenységi mutatók miatt: kisebb a szerszámkopás, nagyobb a szerszámok (tüske, henger) élettartama,
- kéndúsulás és nyújtott zárvány hiányában egyáltalán nincs vagy kevesebb a belső pikkely (selejtcsökkenés),
- az alakított és levegőn lehűtött cső mechanikai tulajdonságai jobbak, mint a normalizált állapotúé.
A normalizáló hőkezelés elhagyása komoly technikai előrelépést jelent.
A találmány szerinti eljárást és a vele előállítható csőféleségeket az oltalmi kör korlátozása nélkül az alábbi példákon mutatjuk be.
I. példa
A következő összetételű acélöntecsből indulunk
| ki: | |
| C = 0,14 s% | Ni = 0,45 s% |
| Si = 0,11 s% | V = 0,13 s% |
| Mn = 1,28 s% | Ce = 0,05 s% |
| S = 0,006 s% | Ca = 0,008 s% |
| P = 0,015 s% | C/V = 1,07 |
Az acél olvasztásakor a dezoxidációt ismert módon, az utódezoxidációt pedig Ca-mal és Ce-mal végezzük el. Csapolás közben adagoljuk .a V-ot és a Ce-ot, valamint vaskapszulába zárva CaSiMn ötvözetként a Ca-ot.
Az acélöntecseket 1250-1300’C-on hevítjük 4 órán át, majd első műveletként lyukasztással 41 %os alakváltozást hajtunk végre, Ezt követően kb. 1 perc eltelte után a lyukasztott öntecset pilger csőnyújtóhengeren 84%-osan folyamatosan alakítjuk. A befejező szakasz utolsó csoportjának beállításával a hengerlést 970 ’C-on fejezzük be, majd levegőn hűtünk.
Az így kapott, 11,51 mm falvastagságú, 177,8 mm átmérőjű csövön a következő mechanikai tulajdonságokat mértük:
Szakító szilárdság Rm = 694,8 MPa
Folyáshatár Reh = 562,0 MPa
Nyúlás δ - 21,8%
Ütőmunka 20’C-on = 172 J
Ellenpélda az 1. példához
Mindenben az 1. példa szerint járunk el, de a kiinduló acél összetétele:
C = 0,22s%; Si = 0,l5s%; Mn=l,25s%; S-0,016 s%; Ni = 0,40s%; V = 0,12s%; Ce = 0,02 s%; Ca = 0,004 s%; C/V = 1,8
Az így kapott cső mechanikai tulajdonságai:
Szakítószilárdság Folyáshatár Nyúlás
Ütőmunka 20 °C-on
Rm = 750 MPa ReH = 635 MPa δ = 23% = 25-35 J
A nagy C/V érték erősen csökkenti az ütőmunka értékeit.
2. példa
Mindenben az I. példa szerint járunk el, de a befejező alakítási szakasz utolsó csoportjának beállításával a hengerlést 940 ’C-on fejezzük be, majd a csövet 800-750 ’C-ig levegőn, utána sűrített levegővel 400 °C-ig, végül tovább nyugodt levegőn hűtjük. A kész cső mechanikai tulajdonságai:
Szakítószilárdság Folyásbatár Nyúlás
Ütőmunka 20 ’C-on
Rm = 760 MPa ReH = 646 MPa δ = 22,5% = 210 J
Szakítószilárdság Folyáshatár Nyúlás
Ütőmunka 20 ’C-on
3. példa
Mindenben az 1. példa szerint járunk el, de a kiinduló acél összetétele:
C = 0,lls%; Si = 0,05s%; Mn = l,13s%; S = 0 007 s%; Ni = 0,38 s%; V = 0,08 s%;
Ce = 0,05 s%; Ca = 0,01 s%; C/V = 1,37 Az ígv kapott acél mechanikai tulajdonságai:
Rm = 760 MPa ReH = 646 MPa δ = 39% = 260-280 J
A kapott acél igen kedvező szívósság! értékkel, folyáshatárral és szakítószilárdsággal bír; további hőkezelés nélkül hideg vonással pontos méretű, kisebb átmérőjű (40-60 mm) csövet is elő lehet belőle állítani.
4. példa
Szakítószilárdság Folyáshatár Nyúlás Ütőmunka 20 ’C-on
Mindenben az 1. példa szerint járunk el, de a csövet 8,05 mm falvastagságúra hengereljük. A termék tulajdonságai:
Rm = 727 MPa ReH = 597 MPa δ = 26% = 160-180 J
A vékonyabb falvastagságra hengerlés tehát tovább javítja a mechanikai tulajdonságokat.
5. példa
Mindenben az 1. példa szerint járunk el, de a kiindulási acél összetétele a következő:
C = 0,12s%; Mn=l,63s%; Si = 0,10s%; S = 0,008 s%; Ni = 0,40 s%; V = 0,22 s%; C/V = = 0,54
189 130
Az így kapott acél mechanikai tulajdonságai
Szakítószilárdság Folyáshatár Nyúlás
Ütőmunka 20 °C-on
Rm = 746 MPa
ReH = 598 MPa δ = 25,4% = 182 J alakváltozást hajtunk végre. A termek tulajdonsa gai:
Szakítószilárdság
Folyáshatár 5 Nyúlás
Ütőmunka 20 °C-on
Rm = 728 MPa ReH = 436 MPa δ = 34,2% = 103 J
6. példa
Mindenben az 1. példa szerint járunk el, de a kiindulási acél összetétele a következő:
C = 0,lls%; Si = 0,10s%; Mn = l,25s%; S = 0,012s%; Ni = 0,10s%; V = 0,lls%; Ca = 0,002 s%; C/V = 1,0
Az így kapott acél mechanikai tulajdonságai:
Rm = 510 MPa ReH = 420 MPa δ = 38% = 230 J = 232 J = 218 J
Szakitoszilardsag Folyáshatár Nyúlás Ütőmunka +20°C-on Ütőmunka -20°C-on Ütőmunka — 40 °C-on
7. példa
Mindenben az 1. példa szerint járunk el, de a kiindulási acél összetétele a következő;
C = 0,12s%; Si = 0,14s%; Mn = l,51s%; S = 0,012s%; Ni = 0,45s%; V = 0,12s%; Ca = 0,02 s%; C/V = 1,0
Az így kapott acél mechanikai tulajdonságai; Szakítószilárdság Rm = 655 MPa
Folyáshatár ReH = 483 MPa
Nyúlás δ = 31%
Ütőmunka + 20°C-on = 160 J
8. példa
Claims (2)
- Szabadalmi igénypontok1. Eljárás javított tulajdonságú, szerkezeti, bányászati és nagyszilárdságú csőként egyaránt felhasználható csőféleségek előállítására kombinált , mikroötvözésű acélokból, azzal jellemezve, hogy az 5 acél kémiai összetételét a szokásos acélgyártási és ötvözési módszerekkel 0,4 és 1,5 közötti, előnyösen 0,8 és 1,2 közötti C/V értékre, szilícium-tartalmát 0,15s%-nál kisebb értékre, kéntartalmát 0,003-0,012 s%, előnyösen 0,005--0,008 s% értékre és kalcium tartalmát 0,002-0,02 s%, előnyösen 0,005-0,01 s% értékre állítjuk be, és a gyártás kiinduló anyagát (öntecs) 1200'C-nál magasabb hőmérsékletre hevítéssel egyenletesen durva ausztenites szemcseszerkezetűvé alakítjuk, majd legalább 25 20%-ós, célszerűen 40%-os előalakítással (lyukasztással) újrakristályosított finomabb ausztenites szerúcseszerkezetű anyagot hozunk létre, és azt egymást követően megszakított melegalakítás-sorozattal legalább 50%-os, előnyösen 80-85%-os mér30 tékű alakítással készméretűre hengereljük.
- 2. Az 1, igénypont szerinti eljárás foganatosítási módja, azzal jellemezve, hogy az egymást követően megszakított alakítássorozatot pilger rendszerű hengerléssel végezzük.35 3. Az 1. igénypont szerinti eljárás foganatosítási módja, azzal jellemezve, hogy az egymást kővetően megszakított alakítássorozatot tolópad rendszerű alakítással végezzük.
Priority Applications (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| HU821164A HU189130B (en) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels |
| BE1/10760A BE896456A (fr) | 1982-04-16 | 1983-04-14 | Tubes d'acier ayant des proprietes ameliorees applicables a la fois pour la construction et l'exploitation miniere et procede pour les preparer a partir d'aciers microallies combines |
| IN250/DEL/83A IN158913B (hu) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | |
| FR8306182A FR2525239A1 (fr) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Tubes d'acier ayant des proprietes ameliorees, applicables a la fois pour la construction et l'exploitation miniere et procede pour les preparer a partir d'aciers microallies combines |
| IT8320607A IT8320607A0 (it) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Tubi d'acciaio con proprieta'perfezionate, applicabili per scopi tanto edili quanto anche minerari, e procedimento per produrli da acciai micro-legati combinati. |
| GB838310271A GB8310271D0 (en) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Steel pipes |
| SU833581056A SU1360592A3 (ru) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Стальна труба |
| SE8302116A SE8302116D0 (sv) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Steel pipes with improved properties, applicable both for constructive and mining purposes, and a process for preparing same from combined microalloyed steels |
| DE19833313755 DE3313755A1 (de) | 1982-04-16 | 1983-04-15 | Mikrolegierte staehle und stahlrohre sowie verfahren zur herstellung der letzteren |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| HU821164A HU189130B (en) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| HUT35722A HUT35722A (en) | 1985-07-29 |
| HU189130B true HU189130B (en) | 1986-06-30 |
Family
ID=10953124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| HU821164A HU189130B (en) | 1982-04-16 | 1982-04-16 | Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| BE (1) | BE896456A (hu) |
| DE (1) | DE3313755A1 (hu) |
| FR (1) | FR2525239A1 (hu) |
| GB (1) | GB8310271D0 (hu) |
| HU (1) | HU189130B (hu) |
| IN (1) | IN158913B (hu) |
| IT (1) | IT8320607A0 (hu) |
| SE (1) | SE8302116D0 (hu) |
| SU (1) | SU1360592A3 (hu) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3311629C2 (de) * | 1983-03-28 | 1986-08-14 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum Herstellen von nahtlosen Stahlrohren |
| AU2003225398A1 (en) * | 2003-04-16 | 2004-11-04 | Tubos De Acero De Mexico, S.A. | Method for the production of a collar for installing an underwater pipeline and the product thus obtained |
-
1982
- 1982-04-16 HU HU821164A patent/HU189130B/hu not_active IP Right Cessation
-
1983
- 1983-04-14 BE BE1/10760A patent/BE896456A/fr not_active IP Right Cessation
- 1983-04-15 IT IT8320607A patent/IT8320607A0/it unknown
- 1983-04-15 IN IN250/DEL/83A patent/IN158913B/en unknown
- 1983-04-15 GB GB838310271A patent/GB8310271D0/en active Pending
- 1983-04-15 SE SE8302116A patent/SE8302116D0/xx unknown
- 1983-04-15 FR FR8306182A patent/FR2525239A1/fr not_active Withdrawn
- 1983-04-15 DE DE19833313755 patent/DE3313755A1/de not_active Withdrawn
- 1983-04-15 SU SU833581056A patent/SU1360592A3/ru active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| SE8302116D0 (sv) | 1983-04-15 |
| IT8320607A0 (it) | 1983-04-15 |
| IN158913B (hu) | 1987-02-14 |
| GB8310271D0 (en) | 1983-05-18 |
| FR2525239A1 (fr) | 1983-10-21 |
| DE3313755A1 (de) | 1983-12-01 |
| BE896456A (fr) | 1983-10-14 |
| HUT35722A (en) | 1985-07-29 |
| SU1360592A3 (ru) | 1987-12-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5938865A (en) | Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance | |
| CN101263239B (zh) | 生产具有优异延展性的高强度钢板的方法和由此生产的板材 | |
| US3926687A (en) | Method for producing a killed steel wire rod | |
| CN108330390A (zh) | 一种耐延迟断裂的合金冷镦钢盘条及其生产方法 | |
| US20120031534A1 (en) | METHOD FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH Cr-Ni ALLOY SEAMLESS PIPE | |
| JP5620336B2 (ja) | 高疲労強度、高靭性機械構造用鋼部品およびその製造方法 | |
| CN106119737A (zh) | 具有改善的可机加工性的奥氏体‑铁素体不锈钢 | |
| CN109182922A (zh) | 高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带及其生产方法 | |
| CN108914006A (zh) | 一种厚度方向性能优良的超高强度调质钢板及其制造方法 | |
| JPH10273756A (ja) | 鋳物製冷間工具およびその製造方法 | |
| JP4462452B1 (ja) | 高合金管の製造方法 | |
| CA2260231A1 (en) | Hot-rolled steel strip and method of making it | |
| CN1954088B (zh) | 冷加工性能优异的高强度钢丝、钢棒或高强度成形制品及其制造方法 | |
| CN110846583A (zh) | 一种Nb微合金化高强钢筋及其制备方法 | |
| WO2021206080A1 (ja) | マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管 | |
| CN100357471C (zh) | 铁素体不锈钢铸件和钢板及它们的制备方法 | |
| JPS5887249A (ja) | 耐摩耗鋳鉄ロ−ル材 | |
| US4494999A (en) | Process for making fine-grain weldable steel sheet for large-diameter pipes | |
| WO2020196595A1 (ja) | 棒状鋼材 | |
| CN108165870B (zh) | 一种钢锻件及其加工方法 | |
| JP4220830B2 (ja) | 靭性および延性に優れたパーライト系レールおよびその製造方法 | |
| HU189130B (en) | Method for producing tube sorts usable equally as structural, mining and high-tensile tube of improved characteristic from combined microalloyed steels | |
| JP3780690B2 (ja) | 被削性および工具寿命に優れた熱間工具鋼 | |
| FI72349C (fi) | Staolroer med hoeg kvalitet och foerfarande foer framstaellning daerav ur kombinerat mikrolegerat staol. | |
| JP2000219915A (ja) | 高強度高靱性継目無鋼管の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| HU90 | Patent valid on 900628 | ||
| HMM4 | Cancellation of final prot. due to non-payment of fee |