HU224520B1 - Eljárás acéllemez gyártására, továbbá acéllemez - Google Patents
Eljárás acéllemez gyártására, továbbá acéllemez Download PDFInfo
- Publication number
- HU224520B1 HU224520B1 HU0101606A HUP0101606A HU224520B1 HU 224520 B1 HU224520 B1 HU 224520B1 HU 0101606 A HU0101606 A HU 0101606A HU P0101606 A HUP0101606 A HU P0101606A HU 224520 B1 HU224520 B1 HU 224520B1
- Authority
- HU
- Hungary
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- weight
- steel sheet
- microstructure
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 279
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 279
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 94
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 50
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 49
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 48
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 44
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 41
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 38
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 35
- UHOVQNZJYSORNB-UHFFFAOYSA-N Benzene Chemical compound C1=CC=CC=C1 UHOVQNZJYSORNB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 32
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 30
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 30
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 24
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 24
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 24
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 24
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 21
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims description 21
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 21
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 19
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 claims description 18
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 14
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 13
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 13
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 12
- 230000008642 heat stress Effects 0.000 claims description 12
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 claims description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 12
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 11
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 claims description 11
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 10
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 10
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 9
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000010985 leather Substances 0.000 claims description 3
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 2
- WHXSMMKQMYFTQS-UHFFFAOYSA-N Lithium Chemical compound [Li] WHXSMMKQMYFTQS-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 claims 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims 1
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 18
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 14
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 13
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 239000012188 paraffin wax Substances 0.000 description 7
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 7
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 6
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 6
- 206010033799 Paralysis Diseases 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 4
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 229920002472 Starch Polymers 0.000 description 3
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- UATJOMSPNYCXIX-UHFFFAOYSA-N Trinitrobenzene Chemical compound [O-][N+](=O)C1=CC([N+]([O-])=O)=CC([N+]([O-])=O)=C1 UATJOMSPNYCXIX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 3
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 3
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 235000019698 starch Nutrition 0.000 description 3
- 239000008107 starch Substances 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N Propane Chemical compound CCC ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000013016 damping Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 2
- 239000003949 liquefied natural gas Substances 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 238000010992 reflux Methods 0.000 description 2
- 238000007493 shaping process Methods 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 2
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 2
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 2
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229930192334 Auxin Natural products 0.000 description 1
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N Ethane Chemical compound CC OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001257 Nb alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- LSNNMFCWUKXFEE-UHFFFAOYSA-N Sulfurous acid Chemical compound OS(O)=O LSNNMFCWUKXFEE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002363 auxin Substances 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000003776 cleavage reaction Methods 0.000 description 1
- 239000003245 coal Substances 0.000 description 1
- 239000000110 cooling liquid Substances 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000004146 energy storage Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000030279 gene silencing Effects 0.000 description 1
- 239000008187 granular material Substances 0.000 description 1
- 239000003966 growth inhibitor Substances 0.000 description 1
- 230000002440 hepatic effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- SEOVTRFCIGRIMH-UHFFFAOYSA-N indole-3-acetic acid Chemical compound C1=CC=C2C(CC(=O)O)=CNC2=C1 SEOVTRFCIGRIMH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N methylidyneniobium Chemical compound [Nb]#C UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 1
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 1
- 125000001997 phenyl group Chemical group [H]C1=C([H])C([H])=C(*)C([H])=C1[H] 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 230000021715 photosynthesis, light harvesting Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001902 propagating effect Effects 0.000 description 1
- 239000001294 propane Substances 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 230000007017 scission Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- SBEQWOXEGHQIMW-UHFFFAOYSA-N silicon Chemical compound [Si].[Si] SBEQWOXEGHQIMW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004513 sizing Methods 0.000 description 1
- 238000003892 spreading Methods 0.000 description 1
- 230000007480 spreading Effects 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002023 wood Substances 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
- C21D8/02—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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- 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
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
-
- 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
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
A találmány tárgyát acéllemez gyártására szolgáló eljárás, valamint az eljárással nyert acéllemez képezi.
A találmány szerinti eljárás során 2-10 térfogat%ban vékony ausztenitrétegek, valamint 90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek alkotta mikroréteges mikroszerkezetű acéllemezt állítanak elő oly módon, hogy (a) acélbugát (i) homogenizálásához, (ii) adott esetben meglévő nióbium- és vanádium-karbidés/vagy -karbonitrid-tartalmának teljes feloldásához, és (iii) finom kiinduló ausztenitszemcsék benne történő létrehozásához elegendően magas újrahevítési hőmérHU 224 520 Β1
A leírás terjedelme 18 oldal (ezen belül 3 lap ábra)
HU 224 520 Β1 sékletre hevítenek; (b) az acélbugát a Tnr hőmérséklet fölött, az ausztenit újrakristályosodását biztosító első hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel acéllemezzé alakítják; (c) az acéllemezt a Tnr hőmérséklet és az Ar3 átalakulási hőmérséklet közé eső második hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel tovább alakítják; (d) az acéllemezt 10-40 °C/s hűtési sebességgel az Ms átalakulási hőmérsékletnél nagyobb, az Ms átalakulási hőmérsékletnél 100 °C-kal magasabb hőmérsékletnél azonban kisebb gyorshűtési véghőmérsékletre gyorshűtik; és (e) a gyorshűtést abbahagyják.
A találmány szerinti acéllemez lényege, hogy 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek, valamint
90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek alkotta mikroréteges mikroszerkezete van, szakítószilárdsága legalább 830 MPa, szívós/rideg átmeneti hőmérséklete az alaplemezt és annak hőterhelésnek kitett tartományát tekintve egyaránt legfeljebb -73 °C, továbbá vasat (Fe) és ötvözőelemként 0,04-0,12 tömeg% szenet (C), legalább 1 tömeg% és legfeljebb 9 tömeg% nikkelt (Ni), 0,1-1,0 tömeg% rezet (Cu), 0,1-0,8 tömeg% molibdént (Mo), 0,02-0,1 tömeg% nióbíumot (Nb), 0,008-0,03 tömeg% titánt (Ti), 0,001-0,05 tömeg% alumíniumot (Al) és 0,002-0,005 tömeg% nitrogént (N), valamint adott esetben szennyezőként vanádiumot (V) tartalmazó újrahevített acélbugából van kialakítva.
A találmány tárgyát acéllemez gyártására szolgáló eljárás, valamint acéllemez képezi. Közelebbről tekintve, a találmány szerinti megoldások igen nagy szilárdságú, hegeszthető, alacsonyan ötvözött (azaz összességében legfeljebb 10 tömeg% ötvözőadalékot tartalmazó) acéllemezekhez kapcsolódnak, melyeknél az alaplemez, valamint hegesztés során a hőterhelésnek kitett tartomány egyaránt kiváló hidegszívóssággal rendelkezik.
Gyakorta van szükség túlnyomásos illékony folyadékok kriogén, vagyis legfeljebb közel -40 °C hőmérsékleten történő tárolására és szállítására. Speciálisan, szükség van például 1035 kPa és 7590 kPa közé eső nyomású, és emellett -123 °C és -62 °C közé eső hőmérsékletű, túlnyomásos, cseppfolyósított földgáz tárolására és szállítására szolgáló tartályokra. Szükség van ugyanakkor egyéb illékony, magas gőznyomással rendelkező folyadékok, például metán, etán, valamint propán kriogén hőmérsékleten történő biztonságos és gazdaságos tárolására, valamint szállítására szolgáló tartályokra is. Az ilyen tartályok hegesztett acélból történő kialakítása esetén az acélnak az üzemi feltételek mellett a folyadék nyomásával szembeni ellenálláshoz megfelelő szakítószilárdsággal, a töréskezdemények, azaz a baleseti esemény elkerüléséhez pedig megfelelő szívóssággal kell rendelkeznie mind az alaplemezben, mind pedig a hőterhelésnek kitett tartományban.
A szívós/rideg átmeneti hőmérséklet szerkezeti acélokban két különböző minőségű törésfajtát választ el egymástól; ezen hőmérséklet alatt az acél törése inkább alacsony energiájú ridegtöréssel megy végbe, míg a törés ezen hőmérséklet felett nagy energiájú szívóstörés. Az előzőekben említett kriogén hőmérséklet melletti alkalmazásoknál, valamint a további terhelésbíró alkalmazásoknál használatos tároló- és szállítótartályok gyártására felhasznált hegesztett acélok esetében a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet az alacsony energiájú ridegtörés elkerülése érdekében mind az alapacélban, mind pedig a hőterhelésnek kitett tartományban jóval az üzemi hőmérséklet alatt kell legyen.
A kriogén hőmérsékletek melletti szerkezeti alkalmazásoknál hagyományosan használt nikkeltartalmú, például a legalább 3 tömeg% nikkeltartalmú acélok alacsony szívós/rideg átmeneti hőmérséklettel rendelkeznek, ugyanakkor szakítószilárdságuk is viszonylag alacsony. Az ipari alkalmazásoknál használt 3,5 tömeg%,
5,5 tömeg%, valamint 9 tömeg% nikkeltartalmú acélok szívós/rideg átmeneti hőmérséklete jellemzően rendre -100 °C, -155 °C, illetve -175 °C, míg szakítószilárdságuk legnagyobb értéke rendre 485 MPa, 620 MPa, illetve 830 MPa. A szakítószilárdság és a szívósság ilyen kombinációinak elérése érdekében az említett acélokat általában költséges feldolgozási eljárásoknak, például kettős hőkezelésnek kell alávetni. Az iparban napjainkban a kriogén hőmérsékletek melletti alkalmazásokhoz az előbbiekben felsorolt nikkeltartalommal bíró acélokat használják azok jó alacsony hőmérsékleti szívóssága (vagy hidegszívóssága) okán. A szóban forgó acélok viszonylag alacsony szakítószilárdsága miatt azonban gondos méretezésre van szükség. A kriogén hőmérsékletek melletti, nyomásnak ellenálló alkalmazások esetén rendszerint nagyobb faivastagságokra van szükség. Ebből kifolyólag az említett nikkeltartalmakkal rendelkező acélok nyomásnak ellenálló, kriogén hőmérsékletek melletti alkalmazásokban történő felhasználása az acélok magas előállítási költsége és a kívánatos falvastagságok miatt költségesnek bizonyul.
Ugyanakkor a kereskedelmi forgalomban elérhető, pillanatnyilag legjobb alacsony és közepes széntartalmú, nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok (például az amerikai egyesült államokbeli szabványok szerinti AISI 4320 vagy AISI 4330 típusú acélok) kimagasló (példának okáért legalább mintegy 830 MPa nagyságú) szakítószilárdsággal bírnak, alacsony az előállítási költségük, ugyanakkor általában véve, illetve különösen a hegesztés során hőterhelésnek kitett tartományt tekintve, viszonylag magas szívós/rideg átmeneti hőmérséklettel bírnak. Általában a szakítószilárdság növelése a fenti típusú acéloknál a hegeszthetőség, valamint a hidegszívósság csökkenésével jár együtt. Ez az oka annak, hogy a kereskedelemben pillanatnyilag elérhető legjobb nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélokat kriogén hőmérsékleten való alkalmazásokra
HU 224 520 Β1 általában nem használják. A szóban forgó acélok hőterhelésnek kitett tartományában mért magas szívós/rideg átmeneti hőmérséklet általában a durva szemcsés és a hegesztési hőciklusok eredményeként interkritikusan újrahevített hőterhelésnek kitett tartományban kialakuló nemkívánatos mikroszerkezetek megjelenésére vezethető vissza. Itt és a továbbiakban interkritikus hevítésen/újrahevítésen olyan hevítést értünk, ahol a hőterhelésnek kitett tartományt Ac1 átalakulási hőmérséklet közelébe eső hőmérsékletről Ac3 átalakulási hőmérséklet közelébe eső hőmérsékletre hevítjük. Az Ac1 átalakulási hőmérséklet azon hőmérsékletértéket jelenti, amelynél a hevítés során az ausztenitképződés megindul, míg az Ac3 átalakulási hőmérséklet azon hőmérsékletérték, amelynél hevítés során a ferrit ausztenitté való átalakulása befejeződik. A szívós/rideg átmeneti hőmérséklet a növekvő szemcseméret, valamint a hőterhelésnek kitett tartomány mikroszerkezetében megjelenő, ridegséget okozó szövetelemek, például martenzit-ausztenit szigetek következtében jelentős mértékben megemelkedik. Példának okáért, a napjainkban ismert legjobb nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok, azaz az olaj- és gáztovábbitásra szolgáló, X100 kódjelű anyagból lévő csővezetékek hőterhelésnek kitett tartományában mért szívós/rideg átmeneti hőmérséklet -50 °C fölött van. Az energiatároló és -szállító szektorban jelentős igény van olyan új típusú acélok kifejlesztésére, amelyek a kereskedelmi forgalomban elérhető, fentiekben említett nikkeltartalmú acélok hidegszívóssággal kapcsolatos tulajdonságait ötvözik a nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok nagy szakítószilárdságával és alacsony előállítási költségével, miközben kiválóan hegeszthetők, továbbá éppen az alkalmazások szempontjából kívánatos vastagságtartományban, vagyis legalább 25 mm vastagságban homogén mikroszerkezettel, valamint egyenletes tulajdonságokkal (például szakítószilárdsággal és szívóssággal) rendelkeznek.
A nem kriogén hőmérsékleten való alkalmazásokban a legtöbb, kereskedelmi forgalomban elérhető, pillanatnyilag legjobbnak tekintett alacsony és közepes széntartalmú nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélt a nagy szakítószilárdság mellett a rá jellemző viszonylag alacsony szívósságból kifolyólag vagy szakítószilárdsága töredékére méretezik, vagy egy lehetséges másik változat esetén megfelelő mértékű szívósság elérése érdekében alacsonyabb szakítószilárdságú acéllá dolgozzák fel. A műszaki alkalmazások területén ezen megoldások megnövelt falvastagságot, ennek megfelelően nagyobb alkatrésztömeget, végső soron pedig magasabb előállítási költséget eredményeznek ahhoz képest, ha a nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok potenciálisan fennálló nagy szakítószilárdságát teljes mértékben kihasználnák. Bizonyos kritikus alkalmazásoknál, például nagy teljesítményű áttételeknél, a megfelelő szívósság megtartása érdekében legalább 3 tömeg% nikkeltartalmú (például AISI 48XX, SAE 93XX és más hasonló típusú) acélokat használnak. Ez a választás azonban jelentős mértékű költségnövekedést okoz a nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok kiváló szakítószilárdságának elérésénél. A kereskedelmi forgalomban elérhető hagyományos nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok alkalmazásakor felmerülő további probléma, hogy az említett nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok hőterhelésnek kitett tartományában, különösen alacsony hőbevitelű hegesztés mellett hidrogén okozta repedések lépnek fel.
Éppen ezért gazdasági és műszaki okok is indokolják azokat a fejlesztéseket, melyek az alacsonyan ötvözött acélok szívósságának nagy, sőt igen nagy szakítószilárdság megtartása melletti olcsóbb elérhetőségére irányulnak. Speciálisan, szükség van olyan, elfogadható áron előállítható, kereskedelmi forgalomba hozható és kriogén hőmérsékleten való alkalmazásokban felhasználható acélra, amely igen nagy szilárdságú, azaz szakítószilárdsága legalább 830 MPa, továbbá mind az alapacélt, mind pedig a hőterhelésnek kitett tartományt tekintve kiváló hidegszívóssággal rendelkezik, azaz szívós/rideg átmeneti hőmérséklete legfeljebb -73 °C.
A fentiek alapján a találmánnyal elsődleges célunk a pillanatnyilag legjobbnak tekintett nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok gyártástechnológiájának három kulcsfontosságú területen való továbbfejlesztése, hogy az így nyert acélok kriogén hőmérsékleteken alkalmazhatóvá váljanak. Kitűzött elsődleges célunk tehát: (i) az alapacélban, valamint a hőterhelésnek kitett tartományban a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet -73 °C alá csökkentése, (ii) 830 MPa-nál nagyobb szakítószilárdság elérése, továbbá (iii) kiváló hegeszthetőség biztosítása. A találmánnyal további célunk még az előbbiekben említett nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok napjainkban elérhető feldolgozási módszerek alkalmazásával oly módon történő előállítása, hogy azok gyakorlatilag kb. 25 mm-nél nagyobb anyagvastagság esetén is teljes vastagságukban homogén mikroszerkezettel és egyenletes tulajdonságokkal rendelkezzenek, miközben az alkalmazott feldolgozási módszerekből következően az acélok kriogén hőmérséklet-tartományokban való felhasználása gazdaságos marad.
A találmány elé kitűzött célokat egyrészt olyan feldolgozási eljárással valósítjuk meg, amelynél 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek, valamint 90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek alkotta mikroréteges mikroszerkezetű acéllemezt állítunk elő oly módon, hogy kívánt összetételű acélbugát (i) homogenizálásához, (ii) adott esetben meglévő nióbium- és vanádium-karbidés/vagy -karbonitrid-tartalmának teljes feloldásához, és (iii) finom kiinduló ausztenitszemcsék benne történő létrehozásához elegendően magas újrahevítési hőmérsékletre hevítünk; az acélbugát a Tnr hőmérséklet fölött, az ausztenit újrakristályosodását biztosító első hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel acéllemezzé alakítjuk; az acéllemezt a Tnr hőmérséklet és az Ar3 átalakulási hőmérséklet közé eső második hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel tovább alakítjuk; az acéllemezt 10-40 °C/s hűtési se3
HU 224 520 Β1 bességgel az Ms átalakulási hőmérsékletnél nagyobb, az Ms átalakulási hőmérsékletnél 100 °C-kal magasabb hőmérsékletnél azonban kisebb gyorshűtési véghőmérsékletre gyorshűtjük; és a gyorshűtést abbahagyjuk. A találmány szerinti megoldás egy lehetséges másik változatánál az acéllemezt ezt követően léghűtés útján szobahőmérsékletre hagyjuk hűlni, míg egy lehetséges további változatánál az acéllemezt legfeljebb 5 percig lényegében izotermikus körülmények között a gyorshűtési véghőmérsékleten tartjuk. Egy lehetséges még további változatnál a léghűtés útján való szobahőmérsékletre hűlést megelőzően az acéllemezt legfeljebb 5 percig legfeljebb 1,0 °C/s hűtési sebességgel lassan hűtjük. Gyorshűtés alatt tetszőleges módon végrehajtott hirtelen hűtést értünk; ennek keretében az acél szobahőmérsékletre hűtésére levegő helyett valamilyen folyadékot, például vizet használunk, mivel az az acél hűlési sebességét általában megnöveli. Itt és a továbbiakban a Tnr hőmérséklet azon hőmérsékletet jelenti, amely alatt az ausztenit újrakristályosodása már nem lehetséges, míg az Ar3 és az Ms átalakulási hőmérsékletek rendre azokat a hőmérsékleteket jelentik, amelyeknél hűtés során az ausztenit rendre ferritté, illetve martenzitté kezd átalakulni.
A találmány szerinti acéllemez 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek, valamint 90-98 térfogat%ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek alkotta mikroréteges mikroszerkezettel rendelkezik, szakítószilárdsága legalább 830 MPa, szívós/rideg átmeneti hőmérséklete az alaplemezt és annak hőterhelésnek kitett tartományát tekintve egyaránt legfeljebb -73 °C, továbbá vasat (Fe) és ötvözőelemként 0,04-0,12 tömeg% szenet (C), legalább 1 tömeg% és legfeljebb 9 tömeg% nikkelt (Ni), 0,1-1,0 tömeg% rezet (Cu), 0,1-0,8 tömeg% molibdént (Mo), 0,02-0,1 tömeg% nióbiumot (Nb), 0,008-0,03 tömeg% titánt (Ti), 0,001-0,05 tömeg% alumíniumot (Al) és 0,002-0,005 tömeg% nitrogént (N), valamint adott esetben szennyezőként vanádiumot (V) tartalmazó újrahevített acélbugából van kialakítva.
Továbbmenve, a találmány szerinti acéllemez mikroréteges mikroszerkezete a finom szemcséjű martenzit és a finom szemcséjű alsó bénít alkotta lécek, valamint a vékony ausztenitrétegek között elterülő nagyszögű határfelületek sokaságát kialakító termomechanikus hengerléssel előnyösen a repedéspálya-tekervényességet maximalizálón optimalizálva van.
Továbbmenve, a találmány szerinti gyártási eljárás lépéseit a vékony ausztenitrétegek, valamint a döntően finom szemcséjű martenzit és finom szemcséjű alsó bénít alkotta lécek között nagyszögű határfelületek sokaságának kialakításával az acéllemezbeli repedéspálya-tekervényességet maximalizálón hajtjuk végre. Előnyösen, a kiindulási acélbuga legalább 1,0 tömeg% nikkelt (Ni), legalább 0,1 tömeg% rezet (Cu) és minimális mennyiségben tércentrált köbös kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelemeket tartalmaz, miáltal az alaplemezt és hegesztéskor a hőterhelésnek kitett tartományt tekintve egyaránt megnövelt repedésterjedéssel szembeni ellenállással bíró acéllemezt állítunk elő.
A találmány elé kitűzött céloknak megfelelő acélok különösen alkalmasak számos, kriogén hőmérséklet melletti alkalmazásban való felhasználásra, mivel azok előnyösen legalább 25 mm vastag lemezekké történő feldolgozásuk esetén a következő tulajdonságokkal rendelkeznek: (i) szívós/rideg átmeneti hőmérsékletük mind az alapacélban, mind pedig a hőterhelésnek kitett tartományban legfeljebb -73 °C, (ii) szakítószilárdságuk legalább 830 MPa, előnyösen legalább 860 MPa, ennél előnyösebben pedig legalább 900 MPa, (iii) kiválóan hegeszthetők, (iv) gyakorlatilag teljes vastagságukban homogén mikroszerkezettel és egyenletes tulajdonságokkal bírnak, és (v) a hagyományos, kereskedelmi forgalomban kapható nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok szívósságánál nagyobb szívóssággal rendelkeznek. A találmány szerinti eljárással előállított acélok szakítószilárdsága legalább 930 MPa, legalább 965 MPa, illetve legalább 1000 MPa értékekre is megnövelhető.
A találmány szerinti megoldás további előnyeit a következőkben a csatolt rajzra hivatkozással ismertetjük részletesen, ahol az
1. ábra a találmány szerinti acélok folytonos hűlési diagramját szemlélteti vázlatosan, amelyről leolvasható, hogyan alakul ki a találmány szerinti ausztenitkeményítési folyamat eredményeként a találmány szerinti acélok mikroréteges mikroszerkezete; a
2A. ábra hasítórepedés hagyományos acél alsó bénít és martenzit alkotta kevert mikroszerkezetének léchatárain keresztüli terjedését szemlélteti leegyszerűsítve; a
2B. ábra a találmány szerinti acélok mikroréteges mikroszerkezetében jelen lévő ausztenites fázis eredményeként kialakuló tekervényes repedéspályát ábrázolja vázlatosan; a
3A. ábra a találmány szerinti eljárás szerint újrahevített acélbuga ausztenitszemcséjének a sematikus vázlata, amely a szemcse méretét is feltünteti; a
3B. ábra acélbuga kiinduló ausztenitszemcséjének méretét szemlélteti egy, az ausztenit újrakristályosodását lehetővé tevő hőmérséklet-tartományban végrehajtott meleghengerlést követően, azonban még az ausztenit újrakristályosodását lehetővé nem tevő hőmérséklet-tartományban végrehajtásra kerülő meleghengerlés előtt; és a
3C. ábra acéllemez ausztenitjének hosszirányban megnyúlt, ellapított szemcsékből álló szerkezetét ábrázolja vázlatosan rendkívül finom vastagságirányú szemcseméret mellett, az acéllemez találmány szerinti termomechanikus hengerlését követően.
Jóllehet a találmány szerinti megoldást az alábbiakban előnyös példaként! kiviteli alakok kapcsán ismer4
HU 224 520 Β1 tétjük, az igényelt oltalmi kör ezeknél szélesebbnek tekintendő.
A találmány a fentiekben ismertetett tulajdonságokkal rendelkező új nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélokra vonatkozik. A találmány szerinti acélok a kémiai összetétel és a feldolgozási eljárás új kombinációján alapulnak, aminek eredményeként belső és mikroszerkezeti szívósság növekedés útján egyrészt alacsonyabb szívós/rideg átmeneti hőmérséklet érhető el, másrészt nagy szakítóterhelés mellett fokozódik a szívósság. A belső szívósság növekedést az acélban jelen lévő kritikus ötvözőelemek ésszerű egyensúlyával érjük el, amint azt részleteiben a későbbiekben ismertetjük. A mikroszerkezeti szívósság növekedés a rendkívül finom szemcseméretnek, valamint a mikroréteges mikroszerkezet kialakulásának az eredménye. Amint a 2B. ábráról látható, a találmány szerinti acélok mikroréteges mikroszerkezete váltakozón egymásra következő, döntően finom szemcséjű alsó bénít- vagy finom szemcséjű martenzit- 28 lécekből, valamint vékony ausztenit- 30 rétegekből áll. A vékony ausztenit- 30 rétegek átlagos vastagsága előnyösen a 28 lécek átlagos vastagságának legfeljebb 10%-a. A vékony ausztenit30 rétegek átlagos vastagsága ennél előnyösebben kb. 10 nm, míg a 28 lécek átlagos vastagsága kb. 0,2 pm.
A találmány szerinti acéloknál az ausztenitkeményítést („ausaging”) a mikroréteges mikroszerkezet kialakulásának elősegítése érdekében a kívánt vékony ausztenitrétegek szobahőmérsékleten tartásával váltjuk ki. Amint az a területen járatos szakember előtt ismeretes, az ausztenitkeményítés egy olyan folyamat, amelynél az ausztenit keményedése a felhevített acélban azt megelőzően történik, hogy az acélt az ausztenit jellemzően bénitté és/vagy martenzitté alakulását biztosító hőmérséklet-tartományba hűtenénk. A területen járatos szakember előtt az is jól ismert tény, hogy az ausztenitkeményítés az ausztenit termikus stabilizálódását segíti elő. A gyorshűtés abbahagyását követően az egyedülálló kémiai összetétel és a találmány szerinti feldolgozás kombinációja az ausztenit megfelelő keményedése érdekében a bénitté alakulás megindulását megfelelő mértékben késlelteti, így a mikroréteges mikroszerkezetben kialakulnak a vékony ausztenitrétegek. Például amint azt az 1. ábra mutatja, a találmány szerinti feldolgozási eljárásnak alávetett acél a megjelölt (későbbiekben részletezésre kerülő) hőmérséklet-tartományban 2 vezérelt hengerlési folyamaton megy keresztül, majd ezt követően gyorshűtési 6 kezdőhőmérsékletről gyorshűtési 8 véghőmérséklet eléréséig zajló 4 gyorshűtésen esik át. Miután a 4 gyorshűtést a gyorshűtési 8 véghőmérsékleten abbahagyjuk, a találmány szerinti eljárás egyik változatánál (i) az acéllemezt adott ideig, előnyösen legfeljebb 5 percig lényegében izotermikus körülmények között a gyorshűtési 8 véghőmérsékleten tartjuk, majd léghűtés útján az 1. ábrán szaggatott vonallal jelölt 12 görbe mentén haladva szobahőmérsékletre hűtjük, míg a találmány szerinti eljárás egy másik változatánál (ii) az acéllemezt léghűtés útján történő szobahőmérsékletre hűlését megelőzően legfeljebb 5 percig legfeljebb 1,0 °C/s hűtési sebességgel a gyorshűtési 8 véghőmérsékletről az 1. ábrán szaggatott-pontozott vonallal jelölt 11 görbe mentén haladva lassan hűtjük, míg a találmány szerinti eljárás egy még további változatánál (iii) az acéllemezt az 1. ábrán pontozott vonallal jelölt 10 görbe mentén haladva szobahőmérsékletre hagyjuk hűlni. Bármelyik eljárásváltozatról is legyen azonban szó, a vékony ausztenitrétegeket 14 alsó bénittartományban alsó bénitlécek, illetve 16 martenzittartományban martenzitlécek kialakulását követően megtartjuk. Az 1. ábrán feltüntetett 18 felső bénittartományt és 19 ferrit/perlit tartományt mindvégig elkerüljük. A találmány szerinti acélokban az acélösszetétel és a részletesen ismertetésre kerülő feldolgozási eljárás újszerű kombinációjának eredményeként fokozott ausztenitkeményedés lép fel.
A mikroréteges mikroszerkezet bénites és martenzites szövetelemeit, valamint ausztenites fázisát úgy hozzuk létre, hogy általuk a finom szemcséjű alsó bénít és a finom szemcséjű léces martenzit („lath martensite”) kiváló szilárdsági tulajdonságait, valamint az ausztenit töréssel szembeni kiváló ellenálló képességét kihasználhassuk. A mikroréteges mikroszerkezetet oly módon optimalizáljuk, hogy a repedéspálya tekervényességét ezáltal a lehető legnagyobbé tegyük, amivel jelentős mértékű mikroszerkezeti szívósság növekedés kialakulásához a repedésterjedéssel szembeni ellenállást megnöveljük.
A fentiek alapján tehát igen nagy szilárdságú, 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek, valamint 90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek alkotta mikroréteges mikroszerkezetű acéllemez gyártására szolgáló olyan eljárást dolgoztunk ki, amelynek keretében (a) acélbugát (i) homogenizálásához, (ii) adott esetben meglévő nióbium- és vanádium-karbid- és/vagy -karbonitrid-tartalmának teljes feloldásához, és (iii) finom kiinduló ausztenitszemcsék benne történő létrehozásához elegendően magas újrahevítési hőmérsékletre hevítünk; (b) az acélbugát a Tnr hőmérséklet fölött, az ausztenit újrakristályosodását biztosító első hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel acéllemezzé alakítjuk; (c) az acéllemezt a Tnr hőmérséklet és az Ar3 átalakulási hőmérséklet közé eső második hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel tovább alakítjuk; (d) az acéllemezt 10-40 °C/s hűtési sebességgel az Ms átalakulási hőmérsékletnél nagyobb, az Ms átalakulási hőmérsékletnél 100 °C-kal magasabb hőmérsékletnél azonban kisebb gyorshűtési véghőmérsékletre gyorshűtjük; és (e) a gyorshűtést abbahagyjuk. A találmány szerinti eljárás egy másik változatánál az acéllemezt a gyorshűtési véghőmérsékletről léghűtés útján szobahőmérsékletre hagyjuk hűlni, míg egy lehetséges további változatánál az acéllemezt léghűtés útján történő szobahőmérsékletre hűtését megelőzően legfeljebb 5 percig lényegében izotermikus körülmények között a gyorshűtési véghőmérsékleten tartjuk. Egy lehetséges másik változatnál az acéllemezt a léghűtés útján történő szobahőmérsékletre hűtést megelőzően a gyorshűtési véghőmérsékletről legfeljebb 5 percig legfeljebb 1,0 °C/s hű5
HU 224 520 Β1 tési sebességgel lassan hűtjük. A találmány szerinti feldolgozási eljárással az acéllemez mikroszerkezetét 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek, valamint 90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit és finom szemcséjű alsó bénít alkotta lécek mikroszerkezetévé alakítjuk át.
A hidegszívósság és a szobahőmérsékleten mutatott szívósság biztosítására a mikroréteges mikroszerkezetben lévő lécek célszerűen döntően alsó bénitből vagy martenzitből vannak. A ridegséget okozó szövetelemek, például a felső bénít, az ikertűs martenzit, valamint a martenzit-ausztenit kialakulását előnyösen a lehető legkisebb mértékűre csökkentjük. A „döntően” megjelölés alatt itt és a továbbiakban legalább 50 térfogat%-ot értünk. A mikroszerkezet fennmaradó részét további finom szemcséjű alsó bénít, további finom szemcséjű léces martenzit vagy ferrit alkothatja. A mikroszerkezet előnyösebben legalább 60-80 térfogat% alsó bénitet vagy léces martenzitet tartalmaz. A mikroszerkezet ennél is előnyösebben legalább 90 térfogat% alsó bénitet vagy léces martenzitet tartalmaz.
A találmány szerinti eljárással feldolgozni szándékozott acélbugát hagyományos módon állítjuk elő, annak egyik lehetséges példaként! kiviteli alakja vasat, valamint további, előnyösen az 1. táblázatban megadott mennyiségű ötvözőelemeket tartalmaz. Itt kívánjuk megjegyezni, hogy a tekintett acélbuga, az alábbiakban felsorolt ötvözőelemek mellett, adott esetben természetes szennyezőként vanádiumot is tartalmazhat.
1. táblázat
| Ötvözőelem | Mennyiség (tömeg%) |
| Szén (C) | 0,04-0,12, előnyösen 0,04-0,07 |
| Mangán (Mn) | 0,0-2,5, előnyösen 1,0-1,8 |
| Nikkel (Ni) | 1,0-9,0, előnyösen 1,5-2,5 | |
| Réz (Cu) | 0,1-1,0, előnyösen 0,2-0,5 | |
| Molibdén (Mo) | 0,1-0,8, előnyösen 0,2-0,4 | |
| Nióbium (Nb) | 0,02-0,1, előnyösen 0,02-0,05 |
| Titán (Ti) | 0,008-0,03, előnyösen 0,01-0,02 |
| Alumínium (Al) | 0,001-0,05, előnyösen 0,005-0,03 |
| Nitrogén (N) | 0,002-0,005, előnyösen 0,002-0,003 l |
Az acélhoz bizonyos esetekben legfeljebb 1,0 tömeg%, előnyösen 0,2-0,6 tömeg% krómot (Cr) is adunk.
Az acélhoz bizonyos esetekben előnyösen legfeljebb 0,5 tömeg%, előnyösebben 0,01-0,5 tömeg%, ennél előnyösebben pedig 0,05-0,1 tömeg% szilíciumot (Si) is adunk.
Az acélban előnyösen legalább 1 tömeg% nikkel is van. Az acél nikkeltartalmát - szükség esetén - a hegesztés utáni viselkedés javítása céljából 3 tömeg% fölé növelhetjük. Várakozásaink szerint minden egyes újabb tömeg%-nyi nikkel hozzáadása az acél szívós/rideg átmeneti hőmérsékletét kb. 10 °C-kal csökkenti. Az acél nikkeltartalma előnyösen legfeljebb 9 tömeg%, ennél előnyösebben pedig legfeljebb 6 tömeg%. Az acél nikkeltartalmát az előállítási költségek csökkentése érdekében célszerűen a lehető legkisebbre választjuk. Ha az acél nikkeltartalma 3 tömeg%-nál nagyobb, akkor ezzel egyidejűleg az acél mangántartalmát 0,5 tömeg% alá, egészen 0,0 tömeg%-ig csökkenthetjük.
Az acélhoz bizonyos esetekben előnyösen legfeljebb 0,0020 tömeg%, ennél előnyösebben pedig 0,0004-0,0010 tömeg% bort (B) is adunk.
Továbbmenve, az acélban jelen lévő egyéb elemek mennyiségét célszerűen a lehető legkisebbre csökkentjük: a foszfortartalom előnyösen legfeljebb 0,01 tömeg0/), a kéntartalom előnyösen legfeljebb 0,004 tömeg%, az oxigéntartalom pedig előnyösen legfeljebb 0,002 tömeg%.
A továbbiakban az acélbuga feldolgozására irányuló eljárást részletezzük.
(1) Szívós/rideg átmeneti hőmérséklet csökkentése
A kriogén hőmérsékleten való alkalmazásokra szolgáló új, nagy szilárdságú alacsonyan ötvözött acélok kifejlesztésénél kulcsfontosságú, hogy alacsony, vagyis legfeljebb -73 °C értékű szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet érjünk el. A megoldandó feladat abban áll, hogyan tartsuk meg és/vagy növeljük a jelenleg alkalmazott nagy szilárdságot és alacsony ötvözést alkalmazó technológiával elérhető szilárdságot a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet csökkentése mellett, különösen a hőterhelésnek kitett tartományban. A találmány szerinti megoldásnál a töréssel szembeni ellenállás belső és mikroszerkezeti szívósság növekedés okozta járulékainak a megváltoztatására az ötvözés és a feldolgozás kombinálását használjuk fel oly módon, hogy az alapacélban és a hőterhelésnek kitett tartományban kriogén hőmérsékleten egyaránt kiváló tulajdonságokkal rendelkező, alacsonyan ötvözött acélt állítunk elő.
A találmány szerinti eljárás értelmében az alapacél szívós/rideg átmeneti hőmérsékletének csökkentésére a mikroszerkezeti szívósság növekedést használjuk ki. A mikroszerkezeti szívósság növekedés a kiinduló ausztenitszemcse-méret finomítását, a szemcse morfológiájának termomechanikus hengerléssel kiváltott módosítását, továbbá a finom szemcsékben mikroréteges mikroszerkezet létrehozását foglalja magában, amelyek mindegyikét az acéllemez egységnyi térfogatában jelen lévő nagyszögű szemcsehatárok határfelületi területének a megnövelésével kívánjuk elérni. Amint az a területen járatos szakember előtt ismeretes, jelen összefüggésben a „szemcse” megjelölés valamely polikristályos anyag egyetlen kristályára utal, míg a „szemcsehatár” valamely fémben azon keskeny tartományt jelenti, amelyben egy adott kristálytani irányból egy másik kristálytani irányba átmenet történik - a szemcsehatár tehát minden esetben két szemcsét választ el egymástól. Továbbmenve, a „nagyszögű szemcsehatár” olyan szemcsehatárt jelent, amely egymással legalább 8°-os szöget bezáró kristálytani irányokkal jellemzett két szomszédos szemcsét választ el. A „nagyszögű határ vagy határfelület” ugyanakkor olyan határra vagy határfelületre utal, amely gyakorlati6
HU 224 520 Β1 lag nagyszögű szemcsehatárként viselkedik, vagyis amely hajlamos egy tovaterjedő repedés vagy törés eltérítésére, miáltal a repedéspályát tekervényessé változtatja.
A termomechanikus hengerlésnek a nagyszögű határok S7 teljes határfelületi területéhez való járuléka térfogategységenként az összefüggéssel adható meg, ahol d jelöli a melegen hengerelt acéllemezben az ausztenit-újrakristályosodást lehetővé nem tevő hőmérséklet-tartományban végzett hengerlést megelőzően mért átlagos ausztenitszemcse-méretet (vagyis a kiinduló ausztenitszemcse-méretet);
R jelöli az alakítás mértékét (vagyis a kiindulási acélbuga vastagságának és a végterméket képező acéllemez vastagságának a hányadosát); és r jelöli az ausztenit-újrakristályosodást lehetővé nem tevő hőmérséklet-tartományban végzett meleghengerlés miatt az acélvastagságban jelentkező százalékos csökkenést.
A területen járatos szakember előtt jól ismert tény, hogy az acél Su teljes határfelületi területének a növekedésével a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet a repedéseltérülés, valamint a repedéspálya nagyszögű határoknál ezzel együtt járó tekervényessége („tortuozítás”) következtében csökken. A hagyományos termomechanikus hengerlési folyamatnál adott lemezvastagság esetén az R értékét rögzítik, és az r értékének felső határát jellemzően 75-ben szabják meg. Az R és r értékének rögzítése mellett az Sv teljes határfelületi terület gyakorlatilag csupán a d csökkentésével növelhető, amint az a fenti összefüggésből kiolvasható. A találmány szerinti acéloknál a d csökkentése céljából Ti-Nb mikroötvözést végzünk optimalizált termomechanikus hengerléssel kombinálva. A meleghengerlés/alakítás keretében elvégzett előírt nagyságú teljes alakításnál a finomabb kiinduló átlagos ausztenitszemcse-mérettel rendelkező acél finomabb végállapot! átlagos ausztenitszemcse-méretet eredményez. Ennek megfelelően a találmány szerinti eljárásban használt Ti-Nb ötvözőanyagok mennyiségét kismértékű újrahevítést alapul véve optimalizáljuk, miközben a termomechanikus hengerlés során az ausztenitszemcse-növekedést a kívánt mértékűre korlátozzuk. Ahhoz, hogy a 3A. ábrán szemléltetett újrahevített 32’ acélbugában a melegen történő alakítást megelőzően 120 pm-nél kisebb kiinduló D’ átlagos ausztenitszemcse-méretet érjünk el, viszonylag alacsony, előnyösen 955 °C és 1065 °C közé eső újrahevítési hőmérsékletet használunk. A találmány szerinti eljárásnak megfelelő feldolgozással a hagyományos módon végrehajtott termomechanikus hengerlés során alkalmazott, kb. 1095 °C hőmérsékletnél magasabb újrahevítési hőmérséklet használata okozta túlzott mértékű ausztenitszemcse-növekedést elkerüljük. A dinamikus újrakristályosodás eredményeként jelentkező szemcsefinomodás elősegítése céljából az ausztenit újrakristályosodási hőmérséklet-tartományában végzett meleghengerlés során lépésenként legalább 10%-os alakítást végzünk. Amint a 3B. ábrán látható, a találmány szerinti feldolgozási eljárással 32” acélbugában legfeljebb 30 pm, előnyösen legfeljebb 20 pm, ennél előnyösebben pedig legfeljebb 10 pm nagyságú kiinduló D” átlagos ausztenitszemcse-méretet (azaz d értéket) érhetünk el az ausztenit újrakristályosodását lehetővé tevő hőmérséklet-tartományban zajló meleghengerléssel (alakítással) azt megelőzően, hogy az acélbugát az ausztenit-újrakristályosodást lehetővé nem tevő hőmérséklet-tartományban meleghengerlésnek vetnénk alá. Továbbmenve, a hatékony vastagságirányú szemcseméret-csökkentés érdekében a Tnr hőmérséklet és az Ar3 átalakulási hőmérséklet közé eső hőmérséklet-tartományban erőteljes, összességében véve előnyösen kb. 70%-ot meghaladó mértékű alakítást hajtunk végre. Amint a 3C. ábrán látható, a találmány szerinti eljárás keretében végrehajtott termomechanikus hengerlés alkalmazásával nyert, vastagságának irányában rendkívül finom, azaz 10 pm-nél, előnyösen 8 pm-nél, még előnyösebben pedig 5 pm-nél kisebb D’” szemcsemérettel jellemzett hengerelt 32'” acéllemez ausztenitjében hosszirányban megnyúlt, ellapított szerkezetet alakítunk ki, ezáltal növelve a végső 32”’ acéllemez egységnyi térfogatában lévő 33 nagyszögű határok teljes határfelületi területét.
Valamelyest részletesebben tekintve, a találmány szerinti acélokat kívánt összetételű buga formájában állítjuk elő, majd az így nyert bugát mintegy 955 °C és 1065 °C közötti hőmérsékletre hevítjük. Az acélbugát ezt követően legalább egy meleghengerlési lépésben az ausztenit újrakristályosodását lehetővé tevő, azaz a Tnr hőmérsékletnél magasabb első hőmérséklet-tartományban 30-70%-os alakítást elérve lemezzé alakítjuk. Ezután az acéllemezt a Tnr hőmérséklet és az Ar3 átalakulási hőmérséklet közé eső második hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerlési lépésben továbbalakítva 40-80%-os alakítást érünk el, ezután a meleghengerelt acéllemezt 10-40 °C/s hűtési sebességgel arra alkalmas, az Ms átalakulási hőmérsékletnél nagyobb, az Ms átalakulási hőmérsékletnél 100 °C-kal magasabb hőmérsékletnél azonban kisebb gyorshűtési véghőmérsékletre gyorshűtjük, majd ennek elérésekor a gyorshűtést abbahagyjuk. A találmány szerinti eljárás egy másik változatánál az acéllemezt a gyorshűtés abbahagyását követően az 1. ábrán pontozott vonallal jelölt 10 görbe mentén haladva léghűtés útján szobahőmérsékletre hagyjuk hűlni. A találmány szerinti eljárás egy lehetséges másik változatánál a gyorshűtés abbahagyását követően az acéllemezt adott ideig - előnyösen legfeljebb 5 percig - lényegében izotermikus körülmények között a gyorshűtési véghőmérsékleten tartjuk, majd ezt követően az 1. ábra szaggatott vonallal jelölt 12 görbéje mentén haladva léghűtés útján szobahőmérsékletre hűtjük. A feldolgozási eljárás egy lehetséges még további változatánál az acéllemezt a gyorshűtési véghőmérsékletről a léghűtés hűtési sebességénél kisebb, azaz legfeljebb 1 °C/s hűtési sebességgel előnyösen legfeljebb 5 per7
HU 224 520 Β1 cig tartó lassú hűtésnek vetjük alá, az 1. ábrán szaggatott-pontozott vonallal jelölt 11 görbe mentén haladva. A találmány szerinti eljárás legalább egyik változatánál az Ms átalakulási hőmérséklet kb. 350 °C-nak felel meg, vagyis az Ms átalakulási hőmérsékletnél 100 °C-kal magasabb hőmérséklet ekkor kb. 450 °C-ot jelent.
Amint az a területen járatos szakember előtt ismeretes, az acéllemezt tetszőleges, arra alkalmas eszközzel, például hőmegtartó paplant ráhelyezve, tarthatjuk a gyorshűtési véghőmérsékleten lényegében izotermikus körülmények között. Az acéllemez gyorshűtésének abbahagyását követő lassú hűtést ugyancsak tetszőleges, arra alkalmas módon végrehajthatjuk, amint az a területen járatos szakember előtt ugyancsak ismeretes, például oly módon, hogy az acéllemezre hőszigetelő paplant borítunk.
Amint az a területen járatos szakember előtt ismeretes, az „alakítás %-ban megadott mértéke” az acélbugának vagy az acéllemeznek az alakítását megelőzően mért vastagságához viszonyított vastagságcsökkenését fejezi ki. Pusztán a szemléltetés kedvéért - az igényelt oltalmi kör szűkítése nélkül - egy közel 254 mm vastagságú acélbuga első hőmérséklet-tartományban történő kb. 50%-os alakításával (azaz kiindulási vastagságának kb. 50%-os csökkentésével) közel 127 mm vastagságú acéllemezt kapunk, amit ezt követően második hőmérséklet-tartományban 80%-os alakításnak (vagyis 80%-os vastagságcsökkentésnek) alávetve olyan acéllemezhez jutunk, amelynek vastagsága kb. 25 mm. Az „acélbuga” megnevezés alatt jelen esetben tetszőleges méretű acéltömböt értünk.
Az acélbugát arra alkalmas eszközzel oly módon hevítjük fel a kívánt újrahevítési hőmérsékletre, hogy lényegében, illetve előnyösen az acélbuga teljes térfogatának megnöveljük a hőmérsékletét, amit például a szóban forgó acélbuga meghatározott időtartamra való kemencébe helyezésével érünk el. Az adott összetételű acélok esetén szükséges újrahevítési hőmérsékletet a területen járatos szakember kísérleti úton vagy alkalmasan választott modellekkel végzett számítások segítségével egyszerűen meghatározhatja. Továbbmenve, az acélbuga teljes egésze hőmérsékletének a kívánt újrahevítési hőmérsékletre való növeléséhez szükséges kemence-hőmérsékletet, valamint az újrahevítés időtartamának hosszát a területen járatos szakember a szakirodalom alapján egyszerűen meghatározhatja.
A találmány szerinti eljárásnál, a buga egészét jellemző újrahevítési hőmérséklet kivételével, az egymás utáni hőmérsékletek az acél felületén mért hőmérsékletértékek, amelyeket például izzószálas pirométer vagy egyéb, az acél felületi hőmérsékletének mérésére alkalmas eszköz használatával kaphatunk meg. A szóban forgó hűlési sebességek az acéllemez vastagságának a felénél vagy lényegében a felénél mért értékek, míg a gyorshűtési véghőmérséklet a gyorshűtés abbahagyását követően az acéllemez közepéből kifelé áramló hő hatására a lemez felületén fellépő legmagasabb hőmérséklet. Példának okáért, egy találmány szerinti összetétellel bíró acélváltozat kísérleti hőkezelése során a középponti hőmérséklet megmérése céljából az acéllemez vastagságának a felénél vagy lényegében a felénél termométert helyezünk el, miközben a felületi hőmérsékletet izzószálas pirométerrel mérjük. Ezt követően megállapítjuk a középponti és a felületi hőmérsékletek között fennálló összefüggést, amit a későbbiekben a vizsgált acélösszetétellel azonos vagy azzal lényegében megegyező összetételű acél feldolgozásakor alkalmazhatunk, és amelynek alapján a középponti hőmérsékletet a felületi hőmérséklet közvetlen mérésével határozhatjuk meg. A gyorshűtéshez használt folyadéknak a kívánt megnövelt hűlési sebesség eléréséhez szükséges hőmérsékletét, valamint áramlási sebességét a területen járatos szakember a szakirodalom alapján egyszerűen meghatározhatja.
Az újrakristályosodást lehetővé tevő és lehetővé nem tevő hőmérséklet-tartományokat elválasztó Tnr hőmérséklet a találmány szerinti összetétellel rendelkező acélok bármelyike esetén az acél összetételétől, speciálisan annak szén- és nióbiumtartalmától, a hengerlést megelőző újrahevítés hőmérsékletétől, valamint az egyes hengerlési lépésekben alkalmazott alakítás mértékétől függ. Adott acélösszetétel esetén a Tnr hőmérséklet értékét a területen járatos szakember kísérleti úton vagy számítás eredményeként határozhatja meg. Ehhez hasonlóan a különböző összetételű acélokra érvényes, korábban említett Ar3 és Ms átalakulási hőmérsékleteket a területen járatos szakember szintén kísérleti úton vagy számítással határozhatja meg.
A fentiekben ismertetett termomechanikus hengerlés a nagyszögü határok Sv teljes határfelületi területének nagy értékeire vezet. Továbbmenve, amint az a 2B. ábráról látható, az ausztenitkeményítés során kialakított mikroréteges mikroszerkezet a döntően alsó bénít vagy martenzit képezte 28 lécek és a vékony ausztenit- 30 rétegek között elterülő nagyszámú 29 nagyszögű határfelület létrehozásán keresztül az teljes határfelületi terület értékét tovább növeli. A 2B. ábrán vázlatosan szemléltetett, találmány szerinti acélokra jellemző mikroréteges térbeli szerkezetet a 2A. ábrán ugyancsak vázlatosan ábrázolt, hagyományos acélokra jellemző, lécközi vékony ausztenitrétegeket nem tartalmazó bénites/martenzites léces szerkezettel összevetve azt állapíthatjuk meg, hogy a hagyományos szerkezetben a döntően alsó bénít és martenzit képezte 22 lécek között 20 kisszögű határok (azaz gyakorlatilag kisszögű szemcsehatárként viselkedő határok) helyezkednek el, így egy adott 24 repedés a megindulását követően az egyes lécek 20 kisszögű határain kismértékű irányváltozás mellett terjed tova. Ezzel szemben a találmány szerinti acélok mikroréteges mikroszerkezete a repedési/törési pálya jelentős tekervényességéhez vezet, amint azt a 2B. ábra mutatja. Ez annak a következménye, hogy a például alsó bénít vagy martenzit képezte 28 lécben meginduló 26 repedés a bénites és martenzites szövetelemek, valamint az ausztenites fázis hasadási és csúszási síkjainak eltérő irányítása következtében a vékony auszte8
HU 224 520 Β1 nit- 30 rétegek valamennyi 29 nagyszögű határfelületén síkokat, azaz irányokat vált. Emellett a vékony ausztenit- 30 rétegek a tovaterjedő 26 repedés csúcsát legömbölyítik, ami a 26 repedés vékony ausztenit30 rétegeken való áthaladását megelőzően további energiaelnyelést eredményez. Maga a legömbölyödés több okra vezethető vissza. Először is, mivel a lapcentrált köbös (fcc) kristályszerkezetű ausztenit nem mutat szívós/rideg átmenetet, esetében egyetlen repedésterjedési mechanizmusként csupán a nyírási folyamatok jöhetnek szóba. Másodszor, ha a terhelés/alakváltozás a repedéscsúcsnál egy adott értéket meghalad, a metastabil ausztenit feszültség vagy alakváltozás miatt fellépő martenzitté alakuláson mehet keresztül, ami átalakulás kiváltotta alakíthatóságot eredményez. Az átalakulás kiváltotta alakíthatóság jelentős mértékű energiaelnyeléshez vezethet, továbbá csökkenti a repedéscsúcsnál fellépő feszültségintenzitást. Végezetül, az átalakulás kiváltotta alakíthatóság kísérte folyamatok eredményeként keletkező léces martenzit a korábbi bénites vagy léces martenzites szövetelemek hasadási és csúszási síkjától eltérő irányítású hasadási és csúszási síkkal rendelkezik, ami a repedési/törési pálya tekervényességének megnövekedését okozza. Amint azt a 2B. ábra mutatja, mindezek eredményeként a mikroréteges mikroszerkezet repedésterjedéssel szembeni ellenállása jelentős mértékben megnövekszik.
A találmány szerinti acélok bénit/ausztenit vagy martenzit/ausztenit határfelületei kimagasló felületközi kötéserősséggel bírnak, ami a határfelületek melletti szétválás helyett inkább a repedés eltérülését kényszeríti ki. A finom szemcséjű léces martenzit és a finom szemcséjű alsó bénít korongokban van jelen, melyeket nagyszögű határok választanak el egymástól. Egyetlen ellapított elem több ilyen korongból épül fel, ami további szerkezeti finomodáson keresztül az ellapított elemben lévő korongokon való áthaladásnál növeli a repedéspálya tekervényességét. Ez a nagyszögű határok Sv teljes határfelületi területének jelentős növekedéséhez vezet, végeredményben pedig csökkenti a szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet.
Bár a fentiekben ismertetett, mikroszerkezet oldaláról történő megközelítések a lemez alapacéljának szívós/rideg átmeneti hőmérséklete csökkentésére hatékonyak, nem igazán használhatók a hegesztés során hőterhelésnek kitett tartomány durva szemcsés régiói szívós/rideg átmeneti hőmérsékletének megfelelően alacsony szinten tartásához. Ennek megfelelően a találmány szerinti megoldásnál az ötvözőelemek kiváltotta és a következőkben ismertetésre kerülő belső szívósságnövekedés jelenségét használjuk fel arra, hogy a hegesztés hőterhelésnek kitett tartományának durva szemcsés régióiban megfelelően alacsony szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet érjünk el.
A kriogén hőmérsékleten való alkalmazásoknál legelterjedtebben használt ferritacéloknak tércentrált köbös (bee) kristályrácsa van. Miközben az ilyen típusú kristályrács nagy szilárdság olcsó elérésére nyújt lehetőséget, törési viselkedése a hőmérséklet csökkenésével szívóstörésből ridegtörésbe való rendkívül meredek átmenetet mutat. Ez a viselkedés alapvetően a kritikus csúszási feszültség bee rendszerekben való erőteljes hőmérsékletfüggésére vezethető vissza, ahol a kritikus csúszási feszültség a hőmérséklet csökkenésével meredeken emelkedik, miáltal a csúszási folyamatok, és így a szívóstörés bekövetkezése nehezebbé válik. Ugyanakkor a ridegtöréses folyamatoknál, mint például a hasadás, a kritikus feszültség a hőmérsékletre kevésbé érzékeny, így a hőmérséklet csökkenésével a hasadás válik a legkedvezőbb törési móddá, ami alacsony energiájú ridegtörés fellépéséhez vezet. A kritikus csúszási feszültség az acél egy belső jellemzője, értéke attól függ, hogy a diszlokációk az acélbeli deformitásokon milyen könnyen tudnak átcsúszni - tehát egy olyan acélban, amelyben a diszlokációk átcsúszása könnyen lejátszódhat, kicsi a kritikus csúszási feszültség, ami alacsony szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet eredményez. Néhány fcc kristályszerkezet-stabilizáló anyag, például a Ni, köztudottan elősegíti az átcsúszást, miközben a bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelemek, például a Si, az Al, a Mo, a Nb és a V, az átcsúszást gátolják. A találmány szerinti acélokban az fcc kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelemek, például a nikkel és a réz mennyiségét előnyösen az előállítási költségek, valamint az említett ötvözőelemeknek a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet mérséklődésére kifejtett hatása figyelembevételével optimalizáljuk. Ennek eredményeként a találmány szerinti acéllemezek nikkeltartalma előnyösen legalább 1,0 tömeg%, ennél előnyösebben pedig legalább
1,5 tömeg%, miközben azok bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem-tartalmát gyakorlatilag a lehető legkisebb értéken tartjuk.
A találmány szerinti feldolgozási eljárás, valamint kémiai összetétel egyedülálló kombinációjának eredményeként fellépő belső és mikroszerkezeti szívósság növekedés az alaplemezben, hegesztést követően pedig a hőterhelésnek kitett tartományban is kiváló hidegszívóssággal rendelkező acélokhoz vezet. Ezen acéloknak az alaplemezben, valamint a hőterhelésnek kitett tartományban mért szívós/rideg átmeneti hőmérséklete legfeljebb -73 °C, de akár -107 °C alá is csökkenthető.
(2) Legalább 830 MPa nagyságú szakítószilárdság, továbbá homogén mikroszerkezet és egyenletes tulajdonságok elérése a teljes anyagvastagságban A mikroréteges szerkezet szilárdságát elsődlegesen a léces martenzit és alsó bénít széntartalma határozza meg. A találmány szerinti alacsonyan ötvözött acélokat az acéllemezben előnyösen 2-10 térfogat0/., ennél előnyösebben pedig legalább 5 térfogat% ausztenithányad elérése végett ausztenitkeményítésnek vetjük alá. A kívánt ausztenithányad elérése és a bénitképződés megindulásának az ausztenitkeményítés miatti késleltetése szempontjából különösen előnyös, ha az acélhoz 1-3 tömeg% Ni-t és 0,5-2,5 tömeg% Mn-t adalékolunk. Az ausztenitkeményítés során az ausztenit stabilizálódását előnyösen 0,1-1,0 tömeg% Cu adalékolásával segítjük elő.
A találmány szerinti acéloknál a kívánt szilárdságot viszonylag alacsony széntartalom jelenlétében érjük el,
HU 224 520 Β1 aminek előnyei a hegeszthetőségben, továbbá az alapacél és a hőterhelésnek kitett tartomány egyaránt kiváló szívósságában mutatkoznak meg. A teljes ötvözetet alapul véve a legalább 830 MPa nagyságú szakítószilárdság eléréséhez előnyösen legalább 0,04 tömeg% szénre van szükség.
Miközben a találmány szerinti acélok széntől különböző ötvözőelemei az acél számba jöhető legnagyobb szilárdságának az eléréséhez gyakorlatilag nem szükségesek, ezen ötvözőelemek a legalább 25 mm vastagságú acéllemezeknél rendkívül kívánatosak a mikroszerkezetnek és a szilárdságnak az acéllemez teljes vastagságában való homogenitása, illetve egyenletessége elérése, továbbá a feldolgozási eljárás rugalmassága által megkívánt hűtési sebességek tartományának biztosítása szempontjából. Ez azért fontos, mivel egy vastag lemez keresztmetszetének a középső tartományában ténylegesen kialakuló hűlési sebesség a felületen fennálló hűlési sebességnél alacsonyabb, ami teljesen eltérő felületi és középső tartománybeli mikroszerkezetre vezethet, ha az acél összetételét nem úgy alakítjuk, hogy az acéllemez a felületén, illetve a középső tartományában fennálló hűlési sebességek különbségére érzéketlen legyen. Erre a célra a Mn és a Mo ötvözőelemek hozzáadása, különösen pedig a Mo és a B kombinált hozzáadása különösen hatékony. A találmány szerinti acéloknál a szóban forgó ötvözőelemek hozzáadott mennyiségeit az edzési tulajdonságok, a hegeszthetőség, az alacsony szívós/rideg átmeneti hőmérséklet és az előállítási költségek szem előtt tartásával optimalizáljuk. Az előzőekből nyilvánvaló: a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet csökkentése szempontjából lényeges, hogy az acélhoz bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőadalékot a lehető legkisebb mennyiségben adalékoljunk. Ennek megfelelően az összetétel szempontjából előnyös célelemeket, valamint az azokból felhasznált mennyiségeket úgy választjuk meg, hogy ezen kívánalmat és a találmány szerinti acélokkal szemben fennálló egyéb követelményeket kielégítsük.
(3) Kiváló hegeszthetőség elérése alacsony hőbevitelű hegesztésnél
A találmány szerinti acélokat oly módon állítottuk elő, hogy azok kiváló hegeszthetőséggel rendelkezzenek. Ebből a szempontból a legfontosabb, különösen az alacsony hőbevitelű hegesztés esetén, a durva szemcsés hőterhelésnek kitett tartományban fellépő hidegrepedés vagy hidrogén okozta repedés elkerülése. A találmány szerinti acéloknál azt találtuk, hogy a hidegrepedés-képződési hajlamot a széntartalom, valamint a hőterhelésnek kitett tartomány mikroszerkezetének típusa befolyásolja kritikusan, nem pedig a keménység és a szénegyenérték, amit a szakemberek ebből a szempontból ez idáig kritikusnak gondoltak. Az acél nem előmelegített vagy csak kismértékben (azaz legfeljebb 100 °C-ra) előmelegített állapotában elvégzésre kerülő hegesztésénél a hidegrepedés-képződés elkerülése érdekében a hozzáadott szén mennyiségének felső határértéke előnyösen 0,1 tömeg%. Az „alacsony hőbevitelű hegesztés” megjelölés alatt olyan hegesztést értünk, amelynél az ívenergia legfeljebb kb.
2,5 kJ/mm.
A hidegrepedések kialakulásával szemben az alsó bénites vagy belső hő hatására keletkező léces martenzites mikroszerkezetek kiváló ellenállást nyújtanak. A találmány szerinti acélokban alkalmazott további ötvözőelemek egymással kényes egyensúlyban vannak, megfelelnek az edzhetőségi és szilárdsági követelményeknek, hogy velük a durva szemcsés hőterhelésnek kitett tartományban az említett kívánatos mikroszerkezetek létrejöttét biztosítsuk.
Az alábbiakban a találmány szerinti acélokban alkalmazott különféle ötvözőelemek szerepét, illetve azok előnyös adalékolási mennyiségeit ismertetjük.
A szén (C) az acélban egyike a leghatékonyabb szilárdságfokozó elemeknek. A szemcsenövekedés megakadályozása, illetve a kiválás okozta felkeményedés biztosítása végett a szén az acélban jelen lévő karbidképző elemekkel, például titánnal, nióbiummal vagy vanádiummal vegyületeket képez. A szén a hűtés során az acélbeli keményebb és erősebb mikroszerkezetek kialakulását jelentő edzhetőséget szintén fokozza. Legfeljebb 0,04 tömeg%-os széntartalom az acél kívánt mértékű, vagyis legalább 830 MPa nagyságú szakítószilárdságának az eléréséhez nem elégséges. Ha a széntartalom 0,12 tömeg%-nál magasabb, általában az acél hegesztése során hidegrepedésre hajlamossá válik, továbbá az acéllemez és hegesztést követően a hőterhelésnek kitett tartomány szívóssága csökken. A hőterhelésnek kitett tartományban kívánt, azaz belső hő hatására keletkező léces martenzit és alsó bénít képezte mikroszerkezetű acélok előállításához szükséges széntartalom előnyösen 0,04-0,12 tömeg%. A széntartalom felső határa előnyösebben 0,07 tömeg%.
A mangán (Mn) az acélban mátrixszilárdító szerepet tölt be, emellett jelentős mértékben hozzájárul az edzhetőséghez is. A Mn hozzáadása rendkívül előnyös az ausztenitkeményítésnél a kívánt bénitátalakulási késleltetési idő elérése szempontjából. A 25 mm vastagságot meghaladó acéllemezeknél a kívánt nagy szilárdság eléréséhez előnyösen legalább 0,5 tömeg%, ennél előnyösebben pedig legalább 1,0 tömeg% Mn-ra van szükség. A mangán túlzott mennyiségben való jelenléte ugyanakkor káros lehet az acél szívósságára, így a találmány szerinti acélokban a mangántartalom felső korlátja 2,5 tömeg%. Ezen felső korlát ugyancsak előnyös az általában a magas mangántartalmú, folyamatosan csapolt acélok esetén jelentkező középvonal menti szegregáció, valamint az ehhez társuló keresztmetszetben inhomogén mikroszerkezet és egyenetlen tulajdonságok kialakulásának jelentős mértékű csökkentésére is. A mangántartalom felső határa előnyösebben 1,8 tömeg%. Ha azonban az acél nikkeltartalmát 3 tömeg% fölé emeljük, a kívánt szilárdságot Mn adalékolása nélkül is elérhetjük. Ily módon tágan tekintve a találmány szerinti acélok esetében legfeljebb
2,5 tömeg% mangán tekinthető előnyösnek.
A szilíciumot (Si) csillapítási célzattal adalékoljuk az acélhoz, annak legkisebb mennyisége ilyen célból előnyösen 0,01 tömeg%. A szilícium ugyanakkor rendkí10
HU 224 520 Β1 vül erős bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem, így hatására megnő a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet, továbbá jelenléte a szívósságot is hátrányosan befolyásolja. Éppen ezért - szilícium adalékolása esetén - a szilíciumtartalom felső korlátja előnyösen 0,5 tömeg0/», ennél előnyösebben pedig 0,1 tömeg%. A csillapításhoz nem minden esetben van szükség szilícium hozzáadására, mivel ezen funkciót alumínium vagy titán is elláthatja.
A nióbiumot (Nb) az acélok hengerelt mikroszerkezetében lévő szemcsék finomításának elősegítése végett adalékoljuk az acélhoz, ami az acél szilárdságát és szívósságát egyaránt fokozza. A nióbium-karbid-kiválások a meleghengerlés során újrakristályosodás-késleltetőként és szemcsenövekedés-gátlóként hatnak, ezáltal segítve elő az ausztenitszemcsék finomodását. Ezen okokból a találmány szerinti acélok nióbiumtartalma előnyösen legalább 0,02 tömeg%. A Nb ugyanakkor rendkívül erős bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem, így a szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet megnöveli. A túlzott mértékű nióbiumtartalom káros lehet a hegeszthetőségre és a hőterhelésnek kitett tartomány szívósságára, így annak felső korlátja előnyösen 0,1 tömeg%. A nióbiumtartalom felső határa ennél előnyösebben 0,05 tömeg%.
A titán (Ti) kismértékű adalékolása az acél hengerelt mikroszerkezetében, valamint a hőterhelésnek kitett tartományban a szemcseméret finomodását hatékonyan befolyásoló finom titán-nitrid- (TiN) szemcsék képződésénél előnyös, melyek hatására fokozódik az acél szívóssága. A titánt olyan mennyiségben adalékoljuk, hogy a Ti/N tömegarány előnyösen kb. 3,4 legyen. A titán erős bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem, ebből kifolyólag növeli a szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet. A Ti túlzott mértékű adalékolása durvább TiN- vagy titán-karbid- (TiC) szemcsék képződésén keresztül károsítja az acél szívósságát. Általában véve a finom szemcseméret biztosításához vagy az acélban lévő nitrogén TiN-ként való megkötéséhez legfeljebb 0,008 tömeg%-os titántartalom nem elégséges, miközben a kb. 0,03 tömeg%-nál nagyobb titántartalom a szívósság csökkenését válthatja ki. Ennek megfelelően a találmány szerinti acélok előnyösen legalább 0,01 tömeg%, legfeljebb pedig 0,02 tömeg0/» titánt tartalmaznak.
Az alumíniumot (Al) csillapítási célzattal adalékoljuk a találmány szerinti acélokhoz, előnyösen legalább 0,001 tömeg%, ennél előnyösebben pedig legalább 0,005 tömeg% mennyiségben. Az Al a hőterhelésnek kitett tartományban oldott nitrogént köti meg. Mindazonáltal az Al erős bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem, így növeli a szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet. Túlságosan nagy, vagyis kb. 0,05 tömeg% fölötti alumíniumtartalom esetén megnő az alumínium-oxid (AI2O3) típusú zárványok kialakulásának valószínűsége, ami a találmány szerinti acélok és a hőterhelésnek kitett tartományok szívósságára nézve káros hatású. Az alumíniumtartalom felső határa még előnyösebben 0,03 tömeg%.
A molibdén (Mo), különösképpen borral és nióbiummal való együttes jelenléte esetén közvetlen gyorshűtésnél fokozza az acél edzhetőségét. Mo hozzáadása az acél ausztenitkeményítésének elősegítése céljából is kívánatos. Ehhez a találmány szerinti acélok molibdéntartalma előnyösen legalább 0,1 tömeg%, ennél előnyösebben pedig legalább 0,2 tömeg%. A Mo mindazonáltal erős bee kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem, ennek megfelelően növeli a szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet. A Mo túlzott mértékben történő adalékolása hegesztésnél elősegíti a hidegrepedés-képződést, továbbá csökkenti az alapacél és a hőterhelésnek kitett tartomány szívósságát. Ennek megfelelően Mo hozzáadása esetén a találmány szerinti acélok molibdéntartalma előnyösen legfeljebb 0,8 tömeg0/», ennél előnyösebben pedig legfeljebb 0,4 tömeg%.
A króm (Cr) közvetlen gyorshűtésnél fokozza az acél edzhetőségét, kis mennyiségekben pedig elősegíti az ausztenit stabilizálódását. A Cr adalékolása emellett javítja az acél korrózióval szembeni, valamint a hidrogén okozta repedésekkel szembeni ellenálló képességét. A molibdénhez hasonlóan a Cr túlzott mértékű adalékolása a hegesztési varratokban hidegrepedésképződésre vezet, továbbá csökkenti az alapacél és a hőterhelésnek kitett tartomány szívósságát is. Ennek megfelelően Cr adalékolásakor a találmány szerinti acélok krómtartalma előnyösen legfeljebb 1,0 tömeg%, ennél előnyösebben pedig 0,2-0,6 tömeg%.
A nikkel (Ni) a találmány szerinti acélok kívánt nagyságú szívós/rideg átmeneti hőmérsékletének, különösen hőterhelésnek kitett tartományban való elérése céljából fontos ötvözőadalék. Az acélban ez az egyik legerősebb fcc kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem. A nikkellel történő adalékolás eredményeként az acélban fokozódik az átcsúszás mértéke, miáltal csökken a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet. Az acél nikkellel való adalékolása - bár nem ugyanolyan mértékben, mint a Mn és a Mo adalékolása - ugyancsak javítja az edzhetőséget, és ebből kifolyólag a vastag részeken a mikroszerkezet keresztmetszetben tekintett homogenitását, illetve a tulajdonságok, például a szakítószilárdság és a szívósság egyenletességét. A Ni hozzáadása ugyancsak előnyös az ausztenitkeményítésnél a kívánt bénitátalakulási késleltetési idő elérése szempontjából. Ahhoz, hogy a hegesztés hőterhelésnek kitett tartományában a kívánt szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet elérjük, a találmány szerinti acéloknál a nikkeltartalom előnyösen legalább 1,0 tömeg%, ennél előnyösebben pedig 1,5 tömeg%. Amint az előzőekben már említettük, a találmány szerinti acélok nikkeltartalma legfeljebb 9 tömeg%. Mivel azonban a Ni rendkívül drága ötvözőelem, az acélok nikkeltartalma az előállítási költségek jelentős mértékű csökkentése érdekében előnyösen legfeljebb 3,0 tömeg%, ennél előnyösebben legfeljebb 2,5 tömeg%, még előnyösebben legfeljebb 2,0 tömeg0/», ennél is előnyösebben pedig legfeljebb 1,8 tömeg%.
A réz (Cu) a mikroréteges mikroszerkezet kialakításánál az ausztenit stabilizálása szempontjából kívánatos ötvözőelem. Ehhez a találmány szerinti acélokat előnyösen legalább 0,1 tömeg%, ennél előnyösebben pedig legalább 0,2 tömeg% rézzel adalékoljuk. A réz
HU 224 520 Β1 (Cu) az acélban egyben fcc kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelem is, és kis mennyiségben hozzájárul a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet mérséklődéséhez. A Cu ugyancsak jótékony hatással bír a korrózióval szembeni és a hidrogén okozta repedéssel szembeni ellenálló képesség szempontjából is. Nagyobb mennyiségben való adalékolása azonban a kialakuló e-réz-kiválásokon keresztül diszperziós keményedést vált ki, amely kiválások nem megfelelő kezelése az alaplemezben és a hőterhelésnek kitett tartományban egyaránt csökkentheti a szívósságot, továbbá növelheti a szívós/rideg átmeneti hőmérsékletet. A magasabb réztartalom a bugaöntés, valamint a meleghengerlés során ridegedést okozhat, amelynek enyhítése Ni adalékolását kívánja meg. Az elmondottakból kifolyólag a találmány szerinti acéloknál a réztartalom felső korlátja előnyösen 1,0 tömeg%, ennél előnyösebben pedig 0,5 tömeg%.
A bór (B) kis mennyiségben adalékolva jelentős mértékben fokozza az acél edzhetőségét, továbbá az alaplemezben és a durva szemcsés hőterhelésnek kitett tartományban a felső bénites mikroszerkezet csökkentésén keresztül elősegíti a léces martenzites, alsó bénites és ferrites mikroszerkezetek kialakulását. Ennek elérésére általában legalább mintegy 0,0004 tömeg% B adalékolására van szükség. Ha a találmány szerinti acélokhoz bőrt adalékolunk, annak mennyisége előnyösen 0,0006-0,0020 tömeg%, míg a felső korlát előnyösebben 0,0010 tömeg%. Mindazonáltal ha az acél egyéb ötvözőelemei megfelelő edzhetőséget és kívánt mikroszerkezetet biztosítanak, a B hozzáadására nincs feltétlenül szükség.
(4) Hegesztés utáni hőkezelés szükségessége esetén előnyös acélösszetétel A hegesztés utáni hőkezelést rendszerint nagy, legalább 540 °C-nál magasabb hőmérsékleten hajtjuk végre. A hegesztés utáni hőkezelés során a hőnek való kitétel az alaplemezben és a hegesztés hőterhelésnek kitett tartományában a mikroszerkezetnek az alszerkezet megjelenéséhez és a cementitszemcsék növekedéséhez társuló kilágyulása (azaz a feldolgozási eljárás során nyert kedvező tulajdonságok elvesztése) következtében szilárdságcsökkenéshez vezet. Ennek elkerülése érdekében az előbbiekben ismertetett összetételű alapacélok összetételét kis mennyiségű vanádium (V) adalékolásával előnyösen módosítjuk. A vanádiumot azért adalékoljuk az acélhoz, hogy a hegesztés utáni hőkezelés során az alaplemezben, valamint a hőterhelésnek kitett tartományban történő finom vanádium-karbid- (VC) szemcsék kiválásán keresztül diszperziós keményedést érjünk el. Ezen keményedés mértékét úgy választjuk meg, hogy az a hegesztés utáni hőkezelés során fellépő szilárdságvesztést lényegében teljes egészében ellensúlyozza. A túlzott mértékű VC kiváltotta keményedést mindazonáltal célszerűen elkerüljük, mivel az a szívósság csökkenését, valamint a szívós/rideg átmeneti hőmérséklet növekedését eredményezi mind az alaplemezben, mind pedig a hőterhelésnek kitett tartományban. Ennek megfelelően a találmány szerinti acélok vanádiumtartalmának felső korlátját előnyösen 0,1 tömeg%-ban, alsó korlátját pedig előnyösen 0,02 tömeg%-ban határozzuk meg. Továbbmenve, a találmány szerinti acélokat előnyösen 0,03-0,05 tömeg% vanádiummal adalékoljuk.
A találmány szerinti acélok tulajdonságainak előzőek szerinti lépésekben elért kombinációja alacsony előállítási költségű gyártástechnológiát biztosít bizonyos kriogén hőmérsékleten való alkalmazások, például földgáz alacsony hőmérsékleten történő tárolása és továbbítása számára. A szóban forgó új acélok a kereskedelemben kapható, pillanatnyilag legjobbnak tekintett, általában azonban lényegesen nagyobb (egészen kb. 9 tömeg%-ig terjedő) nikkeltartalmat igénylő és lényegesen kisebb (azaz legfeljebb 830 MPa) szakítószilárdságú acélokhoz képest a kriogén hőmérsékleten való alkalmazásoknál jelentős mértékű anyagköltség-megtakarítást tesznek lehetővé. A szívós/rideg átmeneti hőmérséklet csökkentésére, valamint a 25 mm-t meghaladó anyagvastagságú részek teljes vastagságban való egyenletes mechanikai tulajdonságainak biztosítására a kémiai összetételt és a mikroszerkezet alkalmas megválasztását használjuk ki. A találmány szerinti acélok nikkeltartalma előnyösen legfeljebb 3 tömeg%, szakítószilárdságuk legalább 830 MPa, előnyösen legalább 860 MPa, még előnyösebben legalább 900 MPa, miközben szívós/rideg átmeneti hőmérsékletük legfeljebb -73 °C, és ezen hőmérsékleten kiváló szívóssággal bírnak. A találmány szerinti acélok szakítószilárdsága ugyanakkor 930 MPa-nál, 965 MPa-nál vagy 1000 MPa-nál is nagyobb lehet. A találmány szerinti acélokhoz azok hegesztés utáni tulajdonságainak javítása céljából 3 tömeg%-nál nagyobb mennyiségben is adalékolhatunk nikkelt. Minden egyes további 1 tömeg%-nyi Ni hozzáadása, a várakozásoknak megfelelően, az acél szívós/rideg átmeneti hőmérsékletét kb. 10 “C-kal csökkenti. Ily módon, a költségeket is figyelembe véve, a találmány szerinti acélok nikkeltartalma előnyösen legfeljebb 9 tömeg0/), ennél előnyösebben pedig legfeljebb 6 tömeg% lehet. A nikkeltartalmat célszerűen az acél előállítási költségének csökkentése céljából mindazonáltal a lehető legkisebb értékűnek választjuk.
Miközben a találmány szerinti acélokat, valamint az azok előállítására szolgáló eljárást kiválasztott példaként! kiviteli alakok kapcsán ismertettük, a területen járatos szakember számára nyilvánvaló, hogy azoknak az igényelt oltalmi kört meg nem haladó módosításai szintén lehetségesek.
Claims (22)
- SZABADALMI IGÉNYPONTOK1. Eljárás acéllemez gyártására, azzal jellemezve, hogy 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek (30), valamint 90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek (28) alkotta mikroréteges mikroszerkezetű acéllemezt állítunk elő oly módon, hogy (a) acélbugát (i) homogenizálásához, (ii) adott esetben meglévő nióbium- és vanádium-karbid- és/vagy -karbonitrid-tartalmának teljes feloldásához, és (iii) fi12HU 224 520 Β1 nőm kiinduló ausztenitszemcsék benne történő létrehozásához elegendően magas újrahevítési hőmérsékletre hevítünk;(b) az acélbugát a Tnr hőmérséklet fölött, az ausztenit újrakristályosodását biztosító első hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel acéllemezzé alakítjuk;(c) az acéllemezt a Tnr hőmérséklet és az Ar3 átalakulási hőmérséklet közé eső második hőmérséklet-tartományban legalább egy meleghengerléssel tovább alakítjuk;(d) az acéllemezt 10-40 °C/s hűtési sebességgel az Ms átalakulási hőmérsékletnél nagyobb, az Ms átalakulási hőmérsékletnél 100 °C-kal magasabb hőmérsékletnél azonban kisebb gyorshűtési véghőmérsékletre gyorshűtjük; és (e) a gyorshűtést abbahagyjuk.
- 2. Az 1. igénypont szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az (a) lépésbeli újrahevítési hőmérsékletet 955 °C és 1065 °C közé esőnek választjuk.
- 3. Az 1. vagy a 2. igénypont szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az (a) lépésbeli kiinduló ausztenitszemcsék szemcsemérete legfeljebb 120 pm.
- 4. Az 1-3. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acélbuga (b) lépésben történő alakítása során annak vastagságát 30-70%-kal csökkentjük.
- 5. Az 1-4. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acéllemez (c) lépésben történő továbbalakítása során annak vastagságát 40-80%-kal csökkentjük.
- 6. Az 1-5. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acéllemezt a gyorshűtési véghőmérsékletről léghűtés útján szobahőmérsékletre hagyjuk hülni.
- 7. Az 1-6. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acéllemezt legfeljebb 5 percig lényegében izotermikus körülmények között a gyorshűtési véghőmérsékleten tartjuk.
- 8. Az 1-7. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acéllemezt a gyorshűtési véghőmérsékletről legfeljebb 5 percig legfeljebb 1,0 °C/s hűtési sebességgel lassan hűtjük.
- 9. Az 1-8. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy vasat (Fe), továbbá ötvözőelemként 0,04-0,12 tömeg% szenet (C), legalább 1 tömeg% és legfeljebb 9 tömeg% nikkelt (Ni), 0,1-1,0 tömeg% rezet (Cu), 0,1-0,8 tömeg% molibdént (Mo), 0,02-0,1 tömeg% nióbiumot (Nb), 0,008-0,03 tömeg% titánt (Ti), 0,001-0,05 tömeg% alumíniumot (Al) és 0,002-0,005 tömeg% nitrogént (N) tartalmazó acélbugából indulunk ki.
- 10. A 9. igénypont szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acélbuga legfeljebb 6 tömeg% nikkelt (Ni) tartalmaz.
- 11. A 9. igénypont szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acélbuga legfeljebb 3 tömeg% nikkelt (Ni) és emellett 0,5-2,5 tömeg% mangánt (Mn) tartalmaz.
- 12. A 9. igénypont szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acélbugához ötvözőelemként (i) legfeljebb1,0 tömeg% króm (Cr), (ii) legfeljebb 0,5 tömeg% szilícium (Si), (iii) 0,02-0,1 tömeg% vanádium (V) és (iv) legfeljebb 2,5 tömeg% mangán (Mn) legalább egyikét adalékoljuk.
- 13. A 9-12. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az acélbugához 0,0004-0,0020 tömeg% bőrt (B) adalékolunk.
- 14. Az 1-13. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az (a)-(e) lépésekben az acéllemez szívós/rideg átmeneti hőmérsékletét legfeljebb -73 °C értékűre, szakítószilárdságát legalább 830 MPa értékűre, és szívós/rideg átmeneti hőmérsékletét a hegesztésnél hőterhelésnek kitett tartományban legfeljebb -73 °C értékűre állítjuk be.
- 15. Acéllemez, azzal jellemezve, hogy 2-10 térfogat%-ban vékony ausztenitrétegek (30), valamint 90-98 térfogat%-ban döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek (28) alkotta mikroréteges mikroszerkezete van, szakítószilárdsága legalább 830 MPa, szívós/rideg átmeneti hőmérséklete az alaplemezt és annak hőterhelésnek kitett tartományát tekintve egyaránt legfeljebb -73 °C, továbbá vasat (Fe) és ötvözőelemként 0,04-0,12 tömeg% szenet (C), legalább 1 tömeg% és legfeljebb 9 tömeg% nikkelt (Ni), 0,1-1,0 tömeg% rezet (Cu), 0,1-0,8 tömeg% molibdént (Mo), 0,02-0,1 tömeg% nióbiumot (Nb), 0,008-0,03 tömeg% titánt (Ti), 0,001-0,05 tömeg% alumíniumot (Al) és 0,002-0,005 tömeg% nitrogént (N), valamint adott esetben szennyezőként vanádiumot (V) tartalmazó újrahevített acélbugából van kialakítva.
- 16. A 15. igénypont szerinti acéllemez, azzal jellemezve, hogy az acélbuga legfeljebb 6 tömeg% nikkelt (Ni) tartalmaz.
- 17. A 15. igénypont szerinti acéllemez, azzal jellemezve, hogy az acélbuga legfeljebb 3 tömeg% nikkelt (Ni) és emellett 0,5-2,5 tömeg% mangánt (Mn) tartalmaz.
- 18. A 15. igénypont szerinti acéllemez, azzal jellemezve, hogy ötvözőelemként (i) legfeljebb 1,0 tömeg% króm (Cr), (ii) legfeljebb 0,5 tömeg% szilícium (Si), (iii) 0,02-0,1 tömeg% vanádium (V) és (iv) legfeljebb 2,5 tömeg% mangán (Mn) legalább egyikét tartalmazza.
- 19. A 15-18. igénypontok bármelyike szerinti acéllemez, azzal jellemezve, hogy 0,0004-0,0020 tömeg% bőrt (B) tartalmaz.
- 20. A 15-19. igénypontok bármelyike szerinti acéllemez, azzal jellemezve, hogy mikroréteges mikroszerkezete a finom szemcséjű martenzit- és a finom szemcséjű alsó bénitlécek (28), valamint a vékony ausztenitrétegek (30) között elterülő nagyszögű határfelületek (29) sokaságát kialakító termomechanikus hengerléssel a repedéspálya-tekervényességet maximalizálón optimalizálva van.
- 21. Az 1-14. igénypontok bármelyike szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az (a)-(e) lépéseket a vékony ausztenitrétegek (30), valamint a döntően finom szemcséjű martenzit- és finom szemcséjű alsó bénitlécek (28) között nagyszögű határfelületek (29) sokaságának kialakításával az acéllemezbeli repe13HU 224 520 Β1 déspálya-tekervényességet maximalizálón hajtjuk végre.
- 22. A 21. igénypont szerinti eljárás, azzal jellemezve, hogy az (a) lépésbeli acélbuga legalább 1,0 tömeg% nikkelt (Ni), legalább 0,1 tömeg% rezet (Cu) és 5 minimális mennyiségben tércentrált köbös kristályszerkezet-stabilizáló ötvözőelemeket tartalmaz, miáltal az alaplemezt és hegesztéskor a hőterhelésnek kitett tartományt tekintve egyaránt megnövelt repedésterjedéssel szembeni ellenállással bíró acéllemezt állítunk elő.HU 224 520 Β1 Int. Cl.7: C 21 D 8/0012001000TO1 600 'Φ £=o fiHU 224 520 Β1 Int. Cl.7: C 21 D 8/00HU 224 520 Β1
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US6825297P | 1997-12-19 | 1997-12-19 | |
| PCT/US1998/012705 WO1999032670A1 (en) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| HUP0101606A2 HUP0101606A2 (hu) | 2001-09-28 |
| HUP0101606A3 HUP0101606A3 (en) | 2001-10-29 |
| HU224520B1 true HU224520B1 (hu) | 2005-10-28 |
Family
ID=22081370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| HU0101606A HU224520B1 (hu) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | Eljárás acéllemez gyártására, továbbá acéllemez |
Country Status (44)
Families Citing this family (50)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6254698B1 (en) * | 1997-12-19 | 2001-07-03 | Exxonmobile Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof |
| DZ2527A1 (fr) * | 1997-12-19 | 2003-02-01 | Exxon Production Research Co | Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques. |
| WO2001064619A1 (fr) * | 2000-02-29 | 2001-09-07 | Asahi Glass Company, Limited | Composes fluores et compositions hydrofuges et oleofuges |
| US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
| US7438477B2 (en) * | 2001-11-29 | 2008-10-21 | Ntn Corporation | Bearing part, heat treatment method thereof, and rolling bearing |
| ES2255651T3 (es) * | 2002-10-17 | 2006-07-01 | Ntn Corporation | Rodamiento de rodillos de tipo integral y seguidores de levas de rodillos para motor. |
| FR2847270B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| FR2847271B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| JP4718781B2 (ja) * | 2003-02-28 | 2011-07-06 | Ｎｔｎ株式会社 | トランスミッションの構成部品および円錐ころ軸受 |
| US7334943B2 (en) * | 2003-02-28 | 2008-02-26 | Ntn Corporation | Differential support structure, differential's component, method of manufacturing differential support structure, and method of manufacturing differential's component |
| JP2004301321A (ja) * | 2003-03-14 | 2004-10-28 | Ntn Corp | オルタネータ用軸受およびプーリ用軸受 |
| JP4152283B2 (ja) * | 2003-08-29 | 2008-09-17 | Ｎｔｎ株式会社 | 軸受部品の熱処理方法 |
| KR20080082015A (ko) * | 2003-12-19 | 2008-09-10 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 |
| EP1707831B1 (en) | 2004-01-09 | 2012-02-01 | NTN Corporation | Thrust needle roller bearing, support structure receiving thrust load of compressor for car air-conditioner, support structure receiving thrust load of automatic transmission, support structure for nonstep variable speed gear, and support structure receiving thrust load of manual transmission |
| JP4540351B2 (ja) * | 2004-01-15 | 2010-09-08 | Ｎｔｎ株式会社 | 鋼の熱処理方法および軸受部品の製造方法 |
| CN100350065C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-11-21 | 鞍钢股份有限公司 | 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法 |
| CN100350066C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-11-21 | 鞍钢股份有限公司 | 高强韧性低碳贝氏体厚钢板及其生产方法 |
| CN100343408C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-10-17 | 鞍钢股份有限公司 | 高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法 |
| US7214278B2 (en) * | 2004-12-29 | 2007-05-08 | Mmfx Technologies Corporation | High-strength four-phase steel alloys |
| CN1296509C (zh) * | 2005-03-10 | 2007-01-24 | 武汉钢铁(集团)公司 | 高强度易焊接时效硬化钢及其生产方法 |
| CN100372962C (zh) * | 2005-03-30 | 2008-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法 |
| JP2007046717A (ja) * | 2005-08-10 | 2007-02-22 | Ntn Corp | ジョイント用爪付き転動軸 |
| CN101191174B (zh) * | 2006-11-20 | 2010-05-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法 |
| CN103276291A (zh) * | 2009-01-30 | 2013-09-04 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐hic性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 |
| CA2749409C (en) * | 2009-01-30 | 2015-08-11 | Jfe Steel Corporation | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof |
| CN102021489A (zh) * | 2009-09-15 | 2011-04-20 | 鞍钢股份有限公司 | 一种易焊接时效高强度钢及其热处理工艺 |
| JP5126326B2 (ja) * | 2010-09-17 | 2013-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN102011061A (zh) * | 2010-11-05 | 2011-04-13 | 钢铁研究总院 | 一种高性能含Cu钢及其热处理工艺 |
| KR101271974B1 (ko) * | 2010-11-19 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| DE102010056264C5 (de) * | 2010-12-24 | 2020-04-09 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile |
| CN103338889B (zh) * | 2011-01-28 | 2015-11-25 | 埃克森美孚上游研究公司 | 具有优异延性抗扯强度的高韧性焊缝金属 |
| JP5348268B2 (ja) * | 2012-03-07 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN103215420B (zh) * | 2012-12-31 | 2015-02-04 | 西安石油大学 | 一种大变形管线钢双相组织的获取方法 |
| BR112015024840B1 (pt) | 2013-04-15 | 2020-03-31 | Nippon Steel Corporation | Chapa de aço laminada a quente |
| KR101523229B1 (ko) * | 2013-11-28 | 2015-05-28 | 한국생산기술연구원 | 저온 특성이 향상된 금속 재료 및 그 제조방법 |
| WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
| EP2905348B1 (de) | 2014-02-07 | 2019-09-04 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts |
| BR112017013229A2 (pt) | 2015-02-20 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço laminada a quente |
| WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| EP3263729B1 (en) | 2015-02-25 | 2019-11-20 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| BR112019000422B1 (pt) | 2016-08-05 | 2023-03-28 | Nippon Steel Corporation | Chapa de aço e chapa de aço galvanizada |
| CN109563580A (zh) | 2016-08-05 | 2019-04-02 | 新日铁住金株式会社 | 钢板及镀覆钢板 |
| MX2019010126A (es) | 2017-02-27 | 2019-10-15 | Nucor Corp | Ciclo termico para el refinamiento del grano de austenita. |
| WO2018190808A1 (en) | 2017-04-11 | 2018-10-18 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Antennas in frames for display panels |
| CN110157867B (zh) * | 2019-04-29 | 2020-09-18 | 中国科学院金属研究所 | 一种大尺寸CrMo钢构件中白色异常组织的控制方法 |
| CN110230001B (zh) * | 2019-07-29 | 2020-07-03 | 东北大学 | 一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法 |
| CN110628993A (zh) * | 2019-10-16 | 2019-12-31 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种HB460MPa级高强度高韧性抗火切裂纹耐磨钢及其生产方法 |
| CN111286585B (zh) * | 2020-03-19 | 2022-02-08 | 紫荆浆体管道工程股份公司 | 一种超级贝氏体钢及其制备方法 |
| CN117403145B (zh) * | 2023-10-07 | 2024-06-11 | 清华大学 | 增材制造的超高强度钢及其制备方法 |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4512135A (en) * | 1982-06-12 | 1985-04-23 | The Mead Corporation | Locking mechanism for wrap-around cartons |
| JPS5913055A (ja) * | 1982-07-13 | 1984-01-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ステンレス鋼およびその製造方法 |
| NL193218C (nl) * | 1985-08-27 | 1999-03-03 | Nisshin Steel Company | Werkwijze voor de bereiding van roestvrij staal. |
| JPS636284A (ja) * | 1986-06-26 | 1988-01-12 | Nachi Fujikoshi Corp | 多段ステツプ流体制御弁 |
| JPS6362843A (ja) * | 1986-09-03 | 1988-03-19 | Kobe Steel Ltd | 電気亜鉛めつきした高強度ベ−リングフ−プ |
| JP2510783B2 (ja) * | 1990-11-28 | 1996-06-26 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
| US5454883A (en) | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
| JP3550726B2 (ja) | 1994-06-03 | 2004-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| US5545269A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US5531842A (en) | 1994-12-06 | 1996-07-02 | Exxon Research And Engineering Company | Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219) |
| US5900075A (en) | 1994-12-06 | 1999-05-04 | Exxon Research And Engineering Co. | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| 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 |
| JPH08176659A (ja) | 1994-12-20 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| AU680590B2 (en) * | 1995-01-26 | 1997-07-31 | Nippon Steel Corporation | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| DE69607702T2 (de) | 1995-02-03 | 2000-11-23 | Nippon Steel Corp | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| JP3314295B2 (ja) | 1995-04-26 | 2002-08-12 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP3423490B2 (ja) * | 1995-06-30 | 2003-07-07 | 東京電力株式会社 | ゴム・プラスチック電力ケ−ブル用接続部 |
| JPH09235617A (ja) * | 1996-02-29 | 1997-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 継目無鋼管の製造方法 |
| FR2745587B1 (fr) * | 1996-03-01 | 1998-04-30 | Creusot Loire | Acier utilisable notamment pour la fabrication de moules pour injection de matiere plastique |
-
1998
- 1998-06-17 DZ DZ980140A patent/DZ2530A1/xx active
- 1998-06-17 TW TW087109696A patent/TW454040B/zh not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 JP JP2000525584A patent/JP2001527153A/ja active Pending
- 1998-06-18 SK SK869-2000A patent/SK8692000A3/sk unknown
- 1998-06-18 BR BR9813689-5A patent/BR9813689A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 AU AU83739/98A patent/AU739791B2/en not_active Ceased
- 1998-06-18 TN TNTNSN98100A patent/TNSN98100A1/fr unknown
- 1998-06-18 IL IL13684398A patent/IL136843A/en not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 GE GEAP19985470A patent/GEP20043271B/en unknown
- 1998-06-18 GB GB0013634A patent/GB2346895B/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 CA CA002316970A patent/CA2316970C/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 CH CH01229/00A patent/CH695315A5/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 PE PE1998000527A patent/PE89299A1/es not_active Application Discontinuation
- 1998-06-18 CO CO98034681A patent/CO5060436A1/es unknown
- 1998-06-18 RO ROA200000628A patent/RO120413B1/ro unknown
- 1998-06-18 AT AT0915398A patent/AT409267B/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 HU HU0101606A patent/HU224520B1/hu not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 US US09/099,153 patent/US6251198B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 RU RU2000119125/02A patent/RU2203330C2/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 HR HR980345A patent/HRP980345B1/xx not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 NZ NZ505338A patent/NZ505338A/en unknown
- 1998-06-18 CN CN98812446A patent/CN1098358C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 SI SI9820088A patent/SI20276A/sl not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 UA UA2000074219A patent/UA59425C2/uk unknown
- 1998-06-18 TR TR2000/01796T patent/TR200001796T2/xx unknown
- 1998-06-18 ID IDW20001390A patent/ID25499A/id unknown
- 1998-06-18 ES ES200050042A patent/ES2181566B1/es not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 PL PL98341292A patent/PL341292A1/xx unknown
- 1998-06-18 YU YU37600A patent/YU37600A/sh unknown
- 1998-06-18 ZA ZA9805321A patent/ZA985321B/xx unknown
- 1998-06-18 KR KR10-2000-7006833A patent/KR100519874B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 EP EP98934146A patent/EP1047798A4/en not_active Withdrawn
- 1998-06-18 DE DE19882880T patent/DE19882880B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 WO PCT/US1998/012705 patent/WO1999032670A1/en not_active Application Discontinuation
- 1998-06-19 AR ARP980102965A patent/AR013109A1/es unknown
- 1998-06-20 EG EG71198A patent/EG22915A/xx active
- 1998-06-20 MY MYPI98002811A patent/MY119642A/en unknown
- 1998-10-25 GC GCP199823 patent/GC0000036A/xx active
-
2000
- 2000-06-15 OA OA1200000171A patent/OA11424A/en unknown
- 2000-06-16 SE SE0002244A patent/SE523757C2/sv not_active IP Right Cessation
- 2000-06-16 FI FI20001440A patent/FI112380B/fi not_active IP Right Cessation
- 2000-06-16 DK DK200000938A patent/DK175995B1/da not_active IP Right Cessation
- 2000-06-19 NO NO20003174A patent/NO20003174L/no not_active Application Discontinuation
- 2000-07-18 BG BG104624A patent/BG104624A/xx unknown
Also Published As
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| HU224520B1 (hu) | Eljárás acéllemez gyártására, továbbá acéllemez | |
| RU2216599C2 (ru) | Сверхвысокопрочная двухфазная сталь с высокой ударной вязкостью при криогенной температуре | |
| US6159312A (en) | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| TWI226373B (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| JP2001511482A (ja) | 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼 | |
| WO1999032672A1 (en) | Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| JP4910638B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP2001032019A (ja) | 低温靭性に優れた鋼材の製造方法 | |
| MXPA00005795A (en) | Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| MXPA00005794A (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| HFG4 | Patent granted, date of granting |
Effective date: 20050831 |
|
| MM4A | Lapse of definitive patent protection due to non-payment of fees |