NO123551B - - Google Patents

Description

Bainittisk stål med høy slagseighet, høy flytegrense og høy strekkfasthet.

Den foreliggende oppfinnelse angår sveisbare stål méd bainitt-struktur, hoy duktilitet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet.

Konvensjonelle stål med hoy duktilitet og hoy flytegrense er stål som har en hoy strekkfasthet og en flytegrense mellom % og lo5 kg/mm<2>. Som vist i tabell 1 fremstilles alle slike stål med hoy strekkfasthet fra lavlegerte materialer som er bråkjolt med vann og anlopet ved en varmebehandling som oker deres flytegrense og gir dem den hoye duktilitet. Derfor omdannes metallstrukturen av disse stål med hoy strekkfasthet til martensitt ved bråkjoling med vann og den martensitiske struktur utsettes deretter for

anloping.

Når man skal sveise stål med anlopet, martensitisk struktur som

er oppnådd ved hjelp av en slik bråkjoling og anlopingsbehandling hvorved stålene får en hoy duktilitet og hb'y flytegrense, oppstår det meget ofte sveisesprekker, og for å hindre dannelsen av slike sprekker trenges en forvarmning til hoye temperaturer, som oftest til over 150°C, ellers kan man ikke unngå dannelsen av sveisesprekker. Ennvidere, på grunn av opphetningen til ytterst hoye temperaturer for sveiseformål, blir slagseigheten av de grove korn i stålet merkbart nedsatt og denne minsking er særlig synlig i de områder av stålet som ble opphetet til 135o°C og minskingen av slag-seigheten blir storre når kjoleoperasjonen utfores langsomt. For å hindre denne minsking av slagseigheten er det derfor nodvendig at sveiseoperasjonen utfores med et begrenset antall av sveisekalorier, og dette utgjor et storre problem ved konvensjonelle sveiseprosesser.

Nærværende oppfinnelse har derfor som formål å tilveiebringe et stål med bainittisk struktur, hoy duktilitet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet. Stålet ifolge oppfinnelsen karakteriseres ved at det består av 0,05 - 0,11% C, 0,05 - 0,60% Si, 0,10 - 0,60% Mn, 3,3-8,0% Ni, 0,15 - 1,30% Cr og 0,15 - 0,80% Mo,

og dessuten ett resp. to eller samtlige av elementene aluminium, titan og zirkonium, hvorved innholdet av Al er 0,01 - 0,09,%,

Ti 0,001 - 0,15% og Zr 0,001 - 0,05%, idet verdien av Ni-

(Cr + Mo) er 3,0 - 7,7%, og at det eventuelt er tilsatt ett resp. to eller samtlige av elementene V, B og Nb, hvorved tilsetningen kan være 0 - 0,03% V, 0 - 0,004% B og 0 - 0,04% Nb, idet resten av stålet består av jern og uunngåelige forurensninger, og at stålet etter at det er opphetet over A^, som er stålets omvandlingspunkt, er blitt avkjolt fra 800°C - 400°C i lopet av 2 - 100 sekunder og deretter kontinuerlig kjolt fra 400°C til 200°C i lopet av mer enn 50 sekunder, hvorved en fin bainitt-struktur er blitt dannet.

Fig. 1 er et diagram som viser forholdet mellom Ni-(Cr + Mo) og ved Charpy V-slagseighetsproven absorbert energi av stålet ifolge oppfinnelsen. Fig. 2 er et diagram som viser forholdet mellom tilsetningen av V, B og Nb til Ni-(Cr + Mo) av fig. 1, og duktiliteten av stålet. Fig. 3 er et diagram som viser omvandlingen av stålet ved kontinuerlig avkjoling under varmebehandlingen av stålet ifolge oppfinnelsen. Fig. 4 er et diagram som viser forholdet mellom den kjemiske sammensetning av stålet og kjoletiden ifolge oppfinnelsen. Fig. 5a er et fotografi som viser strukturen av stålet etter at stålet er behandlet på annen måte enn ved hjelp av de nodvendige kjolingsbetingelser i henhold til oppfinnelsen. Fig. 5b er et fotografi som viser strukturen av stålet i henhold til oppfinnelsen. Fig. 6-9 er diagrammer som viser en sammenligning mellom egenskapene av stålet ifolge oppfinnelsen og egenskapene av et konvensjonelt stål. Fig. 6 er således et diagram som viser for holdet mellom karbon-ekvivalenten og den kjemiske sammensetning av stål ifolge oppfinnelsen og stålets flytegrense. Fig. 7 er et diagram som viser forholdet mellom forvarmnings-temperaturen og sveisesprekk-dannelsen ved rotpartiet av en sveiset del av stålet ifolge oppfinnelsen. Fig. 8 er et diagram som viser forholdet mellom slagseigheten og opphetningstemperaturen av stålet ifolge oppfinnelsen i tilfelle av sveising. Fig 9 er et diagram som viser forholdet mellom kjoletiden og slag-seigheten av stålet ifolge oppfinnelsen i tilfelle av sveising.

Stål med hoy duktilitet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet i henhold til oppfinnelsen må være sammensatt av 0,05 - 0, 11% C, 0,05 - 0, 60% Si, 0,10 - 0,60$ Mn, 3,3 - 8, 0% Ni, 0,15 - 1,30$ Cr, 0,15 - 0,805? Mo og 0,01 - 0,09$ Al som hovedkomponenter og om nodvendig mindre enn 0,035? V, mindre enn 0,00^-$ B, mindre enn 0,0^ Nb.

C er et element som oker fastheten av stålet, men hvis stålet inneholder en overdreven mengde av karbon,blir duktiliteten av stålet minsket inntil man får en martensitisk struktur. Når man sveiser dette stål vil en overdreven mengde karbon oke hårdheten av den sveisede del når den utsettes for sveisevarme, inntil det kan oppstå sveisesprekker, og samtidig minskes duktiliteten og slagseigheten av den del som er utsatt for opphetning. For å unngå dannelsen av en martensitisk struktur og for å forbedre sveisbarheten av stålet, må karbon-innholdet være mindre enn 0, 11%, men hoyere enn 0, 05%, for å sikre en hoy flytegrense av stålet.

Si-innholdet er storre enn 0, 05%, hvilket er vanlig under stål-fremstillingen, men mer enn 0,60$ Si vil minske sveisbarheten og duktiliteten av stålet. Når Mn-innholdet er storre enn 0,60$, oker hårdheten av stålet, slik at det dannes en martensitisk struktur og en sveisbar del av stålet blir merkbar hård, hvorved dens tendens til sprekkdannelsen okes og dens duktilitet minskes. Dette er grunnen til at Mn-innholdet skal være særlig lavt. Det bor nevnes at Mn-innholdet i stålproduksjonen må være storre enn 0, 10%.

Hva angår andre elementer, er Ni, Cr og Mo de viktigste elementer for dannelsen av en bainitt-struktur og for innstilling av duktiliteten og fastheten av stålet. I bainitt-strukturen er det nemlig nodvendig at mengden av Cr og Mo er minst 0, 15% for å oppnå en hoy flytegrense. Ni er det mest effektive element når det gjelder å oppnå en hoy slagseighet i stålet, og dets mengde står i meget nært innbyrdes forhold til Cr- og Mo-mengden når det gjeJder oppnåelsen av hoy duktilitet og hoy slagseighet. Fig. 1 viser forholdet.mellom Ni-(Cr + Mo)-prosentmengden og den ved Charpy slagseighetsproven ved -70°C absorberte energi, når det gjelder å oppnå en hoyere flytegrense enn 80 kg/mm<2>ifolge foreliggende oppfinnelse. Parameteren: Ni-(Cr + Mo)-% som viser den nodvendige prosentmengde av Ni, Cr og Mo har en meget nær sammenheng med slagseigheten av den fine bainitt-struktur ifolge oppfinnelsen. For å oppnå en hoy slagseighet på mer enn 7, 0 kg-m ved lave temperaturer, må nemlig Ni-(Cr + Mo) ligge innenfor grenser 3,0 - 1, 1%. Hvis Ni-(Cr + Mo) er lavere enn ?,%, er Ni-innholdet for lavt og Cr og Mo-innholdet for hoyt, med den folge at slagseigheten av stålet ved lave temperaturer blir tilsvarende minsket. Også når Ni-innholdet er for hbyt, f.eks. storre enn 8, 0% er det umulig å oppnå en hoy absorbert slagenergl, skjbnt omvandlingen av stålet skjer i en lav-temperatursone. På basis av ovennevnte, må Ni-innholdet være innenfor grenser av 3,3 - 8, 0% når innholdet av Cr + Mo i det minste er 0,30$.

Det må være tilstede mer enn 0, 15% av Cr og av Mo for å fremstille stål med fin bainitt-struktur og hoy flytegrense. Når imidlertid Cr-innholdet overskrider 1,30$, er kromet ikke effektivt for å oke fastheten og slagseigheten av stålet, på grunn av det lave innhold av C og Mn når stålet utsettes for en varmebehandling ifolge oppfinnelsen, og sveisbarheten av stålet blir dessuten dårligere. Cr-innhodet er av disse årsaker mellom 0,15 og 1,30*.

Når Mo-innholdet er storre enn 0,80* blir flytegrensen av stålet for hoy, etterfulgt av en minsking av slagseigheten og- tilbøyelig-heten til å danne sveisesprekker blir okt i ubnsket grad. Derfor skal Mo-innholdet være mellom 0,15 og 0,80%.

Al er nbdvendig for desoksydering og for å oppnå fine krystall-korn i. stålet, og det skal være tilstede i en mengde på 0,01 - 0,09*. Når Al-mengden overskrider 0,1*, minsker slagseigheten av stålet i uonsket grad. Elementene Ti og Zr har omtrent den samme virkning som Al, så at disse to elementer kan også brukes for desoksydering og for å oppnå en fin krystallstruktur i stålet. I dette tilfelle er en mengde av Ti på 0,001 - 0,15* og en mengde av Zr på 0,001 - 0,05* tilstrekkelig for å oppnå de samme resultater som med aluminium, og. av de samme årsaker.

V, B og Nb er viktige elementer for å oppnå en hoy flytegrense i stålet, slik at ett eller flere av disse elementer kan tilsettes til hovedsammensetningen av stålet, så lenge den tilsatte mengde ligger innenfor et område som ikke bevirker en merkbar minsking av duktiliteten. Fig. 2 viser tilsatte mengder av disse elementer og duktiliteten av stålet når det gjelder forholdet mellom Ni-(Cr + Mo) og den ved Charpy-slagseighetsproven ved -70°C agsorberte energi. Som det fremgår av disse resultater har tilsetningen av V en dårlig innvirkning på slagseigheten av stålet, når det gjelder stål med hoy slagseighet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet ifolge foreliggende oppfinnelse. Det er derfor i prinsippet bedre ikke å tilsette dette element, men når man onsker å oke flytegrensen av stålet, bor V-innholdet etter at vanadium er tilsatt være mindre enn 0,03*. På lignende måte bor B-innholdet være lavere enn 0,00^-* og Nb-innholdet lavere enn 0,0*+*, slik at det ikke skjer noen merkbar minsking av slagseigheten. Disse elementer kan derfor tilsettes når dette er nodvendig. Dessuten kan selvsagt noei uunngåelige forurensninger være tilstede i den kjemiske sammensetning av stålet.

I det fblgende beskrives de betingelser som er nodvendige for varmebehandling av stål med hoy slagseighet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet ifolge den foreliggende oppfinnelse. Fig. 3 er et omvandlingsdiagram ved kontinuerlig kjoling fra en opp-hetningstemperatur på 850°C ved behandlingen av stålet ifolge oppfinnelsen som inneholder 0,10* C, 0,25* Si, 0,35* Mn,

<l>f,8l* Ni, 0,68* Cr, .0,32* Mo og 0,025* Al. På fig. 3 viser abscissen tiden (sekunder i logaritmisk skala) begynnende med 800°C og ordinatene viser temperaturer ( i °C ) og angir omvand-lingssoner i form av A som austenitisk sone, Fm som ferrittsone,

B som bainittsone og M som martensittsone med linjen passerende

over punkter (a) , (5) og (c) som et punkt (Ms-punktet) for begynnelsen av martensittomvandlingen, linjen over punkter (?) og (g) som et punkt (Mf-punktet) for avslutningen av martensittomvandlingen og linjen over punkter (f) og @ som et punkt for avslutning av bainitt-omvandlingen, og kjolekurven © er en kritisk kjolekurve hvor hver del av stålet er omvandlet til martensittstruktur, kurven

er en kritisk kjolekurve som ikke passerer gjennom Mf-punktet og kurven Q er en kritisk kjolekurve hvor ferritt-strukturen er dannet.

Når man tar i betraktning kjoletilstanden av stålet ned til<1>+00oC, dvs. til temperaturen som omtrent svarer til Ms-punktet, utvikler seg ferritt i grunnmassen ved kjoling med en mindre hastighet enn kjolekurven (3) , inntil flytegrensen og slagseigheten av stålet er tilsvarende minsket. På den annen side dannes martensitt-strukturen ved kjoling med en storre hastighet enn kjolekurven® , inntil man oppnår en hoy fasthet, men slagseigheten er merkbart minsket. For at det hverken skal dannes ferritt eller martensitt må derfor kjoleområdet fra 800°C til<1>f00°C ligge mellom kurvene Q

og Q) . Kjoletiden fra 800°C til<i>fOOoc må avsluttes i området mellom T-j sekunder og T2sekunder. Når kjoletiden fra<1>+00°C

til 200°C, dvs. til en temperatur svarende omtrent til Mf-punktet,

er avsluttet ved hurtig kjoling innen T-, sekunder, danner det seg martensitt i sonen fra Ms-punktet til Mf-punktet. For at kjol-

ingen ikke skal passere over området av linjen © og (g) , må

derfor kjoletiden fra 1f00°C til 200°C være avsluttet i mer enn T^-sekunder, slik at kjolekurven ikke passerer over Mf-punktet,

men passerer over linjen (g) - © , hvor omvandlingen til fin bainittstruktur finner sted. Ved hjelp av ovennevnte metode er det således mulig å oppnå en fin bainittstruktur uten at det

dannes martensitt, ved å kjole stålet fra 800°C til<l>+00°C innenfor området av T1til T2sekunder, og deretter å kjole stålet kontinuerlig fra kOO°C til 200°C i mer enn T^-sekunder, inntil omvandlingen er avsluttet. I dette tilfelle varer 2 sekunder, T2100 sekunder og T-. 50 sekunder. Tabell 2 viser resultater av kjdletider T1, T2 og T^erholdt ved omvandling av stålprbver ifolge foreliggende oppfinnelse. Fig. h viser forholdet mellom den kjemiske sammensetning av stålet og kjbletider , T^og T^, hvor abscissen viser verdien av Ni, Cr og Mo som de viktigste elementer for dannelsen av bainitt-strukturen, og ordinaten viser T1 , T2og T^(logaritmisk skala), hvorved man oppnår forholdet mellom Ni + Cr + Mo (%). Som det kan sees av fig. V, oker T1når verdien av Ni + Cr + Mo blir stor og utgjor mindre enn 2 sekunder, T2er ét minimum når verdien av Ni + Cr + Mo er 6 - 7% og varer 100 sekunder og T^ er stbrst når verdien av Ni + Cr + Mo er ca. 6,5 - 7% og varer 50 sekunder. Som det lett kan forstås av ovennevnte resultater kan man lett oppnå stål med fin bainitt-struktur ved å opphete stålet over A^, dvs. omvandlingspunktet, kjole det fra 800°C til<i>+00°C i lopet av 2 - 100 sekunder og kontinuerlig kjole det fra V00°C til 200°C i lopet av mer enn 50 sekunder. Som det også kan sees av fig. 3 er det mulig å oppnå et stål med fin bainitt-struktur ved å kjole stålet fra 800°C til<l>+00°C i 2 - 100 sekunder og kontinuerlig kjole det fra ^OO<O>C til 200°C i mer enn 50 sekunder uten at kjolingen passerer over linjen © - (|) , men under slike betingelser at omvandlingen er avsluttet på kurven <g)

For å bevise den ovenfor angitte teori, viser fig. 5a et mikro-fotografi av strukturen av et stål inneholdende 0,10* C, ■ 0,25* Si, 0,35* Mn,<*>t,8l* Ni, 0,68* Cr, 0,32* Mo og 0,025* Al, hvilken struktur er dannet ved austenittisering ved 850°C og herdning i vann, og fig. 5b viser et mikroskopisk fotografi av et stål som er fremstilt ved å kjole det fra 800°C til if00°C i lopet av 32 sekunder og kontinuerlig.å kjole det langsomt fra<l>+00°C til 200°C i lopet av 318 sekunder, dvs. under de avkjolings-betingelser som er angitt i foreliggende oppfinnelse.

Ved å sammenligne disse mikroskopiske fotografier kan det sees at strukturen erholdt ved herdning i vann i fig. 5a er en martensitisk struktur, mens strukturen kjolt ifolge foreliggende oppfinnelse vist på fig. 5b viser ikke noe tegn på martensitisk struktur, men utelukkende en fin bainitt-struktur. Som det klart kan sees av fig. 5b har stålet, når det kjoles under kjole-betingelser i henhold til oppfinnelsen, en hoy slagseighet og en hoy flytegrense selv for herdningen , uten at det oppnås en så hoy slagseighet etter herdningen som det er tilfellet ved konvensjonelle stål med hoy slagseighet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet. Dersom man onsker å oppnå hoyere slagseighet, er det mulig å oppnå en meget hoy duktilitet ved å anliope stålet ved mindre enn A^, dvs. omvandlingspunktet.

Noen få utforelsesformer av oppfinnelsen vil forklares i det folgende. Tabell 3 viser den kjemiske sammensetning, varmebe-handlingsbetingelser og mekaniske egenskaper av stål med hoy slagseighet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet i henhold til oppfinnelsen. Som det fremgår av disse utforelsesformer, er slagseigheten av stålet meget hoy uten anloping, og dersom man utforer en anlopingsbehandling kan man oppnå en enda,hoyere duk-, tilitet. På fig. 3 viser nr. 6 - 10 og nr. 6 - 10 at en kjoletid på mindre enn 50 sekunder fra<l>+00<o>C til 200°C tilveiebringer en kjoletilstand som ikke krysser linjen - (g) , som vist på fig. 7. I det folgende gis en sammenligning mellom egenskapene av stålet ifblge oppfinnelsen og egenskaper av herdet og anlopet stål ifolge kjente metoder. Fig. 6 viser forholdet mellom C-ekvivalenten og den kjemiske sammensetning av forsoksstålet (Ceq =

C + l/ 2k Si + 1/6 Mn + i/<l>f0Ni + 1/5 Cr + lA Mo + l/l*f V) og dets flytegrense. Kurve © på tegningen viser herdet og anlopet konvensjonelt stål. Kurvene (§) , @ og (5) viser stål etter varmebehandlingen, idet kurven (2) viser stålet uten anloping, kurven Q) med anloping ved 580°C og kurven k viser stålet med tilsetningen av V, B og Nb og anlopet ved 580°C. Som det klart kan sees av disse resultater, har stål ifolge oppfinnelsen en hoy flytegrense med en lavere C-ekvivalent enn konvensjonelle stål. Med samme flytegrense har stål ifolge oppfinnelsen en lavere C-ekvivalent enn konvensjonelle stål, hvilket beviser stålenes bedre sveisbarhet.

Fig 7 viser en sammenligning av sveisesprekkdannelsen mellom stålene ifolge oppfinnelsen og konvensjonelle stål, idet abscissen viser forvarmingstemperaturer, og ordinaten viser sveise-sprekkprosentene ved rot- eller skråpartiet av en del sveiset ved en gitt temperatur. Kurven © på tegningen viser konvensjonelt herdet og anlopet stål med en flytegrense på 63 kg/mm<2>, og kurven

@ viser stål ifolge foreliggende oppfinnelse med en hoy slagseighet og hoy flytegrense på 80 - 90 kg/mm<2>. Som det klart kan sees av disse resultater hindrer stålet ifolge foreliggende oppfinnelse at det dannes ved roten sprekker ved lave forvarmnings-temperaturer for en hoy verdi av flytegrensen. Med andre ord er tilbøyeligheten til å danne sveisesprekker liten, og sveisbarheten ér tilstrekkelig.

Fig. 8 viser en sammenligning mellom forskjellige grader av spro-heten av et stålparti som er utsatt for sveisevarme, idet abscissen viser sveisetemperaturene og ordinaten slagverdier ved opp-hetede punkter til dis'se temperaturer. Kurve 1 i tegningen viser konvensjonelt herdet og anlopet stål med en flytegrense på loo kg/mm<2>og kurve 3 viser stål ifolge oppfinnelsen. Det kan sees fra disse resultater at et sammenhengende parti er mindre ' spro i stålene ifolge oppfinnelsen enn i andre konvensjonelle

stål.

Flg. 9 viser en sammenligning av forholdet mellom slagseigheten

av den spro sone av et sammenhengende parti og kjoletiden fra 800°C til 500°C, idet abscissen viser kjoletiden fra 800°C til 500°C og ordinaten viser slagverdier. Kurven(T) på tegningen viser konvensjonelt bråkjolt og anlopet stål med en flytegrense på 65 kg/mm , og kurve 0 viser bråkjolt og anlopet stål med en flytegrense på 100 kg/mm<2>mens kurve Q) viser stål ifolge foreliggende oppfinnelse. Som det klart kan sees av disse resultater kan slagseigheten av stål ifolge oppfinnelsen senkes meget lite ved langsom kjoling. Det er således klart at stål ifolge foreliggende oppfinnelse har flere egenskaper som er bedre enn egenskapene av konvensjonelle stål.

Det er således ifolge oppfinnelsen mulig å fremstille stål med bainitt-struktur og med hoy slagseighet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet til tross for at man hittil trodde at stål med bainitt-struktur har en lav flytegrense og en lav slagseighet. Med andre ord er foreliggende oppfinnelse meget fordelaktig, da det er mulig å fremstille stål med bainitt-struktur og med hoy flytegrense, hvorved det bare er liten mulighet for dannelse av sveisesprekker og for minsking av slagseigheten. Dessuten er det mulig å bruke stål ifolge foreliggende oppfinnelse som har en hoy slagseighet, en hoy flytegrense og en hoy strekkfasthet, for fremstilling av stålplater, og produkter av stopt stål, smidd stål, formet stål, stålror, stålstenger og trådmaterialer.

Claims (3)

1. Bainittisk stål med hoy slagseighet, hoy flytegrense og hoy strekkfasthet,karakterisert vedat det inneholder 0,05 - 0,11% C, 0,05 - 0,60% Si, 0,10 r-0,60% Mn, 3,3 - 8,0% Ni, 0,15 - 1,30% Cr og 0,15 - 0,80% Mo, og dessuten ett resp. to eller samtlige av elementene aluminium, titan og zirkonium, hvorved innholdet av Al er0,01 - 0,09%, Ti 0,001 - 0,15% og Zr 0,001 - 0,05%, idet verdien av Ni-(Cr + Mo) er 3,0 - 7,7%, og at det eventuelt er tilsatt ett resp. to eller samtlige av elementene V, B og Nb, hvorved tilsetningen kan være 0 - 0,03% V, 0 - 0,004% B og 0 - 0,04% Nb, idet resten av stålet består av jern og uunngåelige forurensninger, og at stålet etter at det er opphetet over A^, som er stålets omvandlingspunkt, er blitt avkjolt fra 800°C - 400°C i lopet av 2 - 100 sekunder og deretter kontinuerlig kjolt fra 400 oC til 200°C i lopet av mer enn 50 sekunder, hvorved en fin bainitt-struktur er blitt dannet.

2. Stål ifblge krav 1,karakterisert vedat den kontinuerlige kjblingen fra 400°C har funnet sted uten at kjoletilstanden har passert gjennom Mf-punktet.

3. Stål ifolge krav 1 eller 2,karakterisertved at det til slutt er anlopet under A^som er stålets omvandling spunkt.