NO861325L - Kontrollert valseprosess for tofase-staal og anvendelse derav for fremstilling av staver, traad, ark og andre former. - Google Patents
Kontrollert valseprosess for tofase-staal og anvendelse derav for fremstilling av staver, traad, ark og andre former.Info
- Publication number
- NO861325L NO861325L NO861325A NO861325A NO861325L NO 861325 L NO861325 L NO 861325L NO 861325 A NO861325 A NO 861325A NO 861325 A NO861325 A NO 861325A NO 861325 L NO861325 L NO 861325L
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- mixture
- ferrite
- martensite
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 16
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 title description 15
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 55
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 55
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 33
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 22
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 13
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 10
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 8
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 4
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 claims description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 15
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 11
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 6
- 239000000047 product Substances 0.000 description 5
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 3
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 3
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 3
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 2
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 239000011513 prestressed concrete Substances 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000677 High-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005352 clarification Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 229910003460 diamond Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010432 diamond Substances 0.000 description 1
- 238000007571 dilatometry Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 230000008030 elimination Effects 0.000 description 1
- 238000003379 elimination reaction Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 238000010348 incorporation Methods 0.000 description 1
- 230000016507 interphase Effects 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 238000005549 size reduction Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N tungsten carbide Chemical compound [W+]#[C-] UONOETXJSWQNOL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 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
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
-
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
KONTROLLERT VALSEPRESS FOR TO-FASESTÅL OG ANVENDELSE DERAV FOR FREMSTILLING AV STAVER, TRÅD, ARK OG ANDRE FORMER
Dette er en deloppfølgelse av samtidig ansøkning serie nr. 638.046 innlevert 6. august 1984.
Foreliggende oppfinnelse ble gjort med statsstøtte under kontrakt nr. DE-AC03-76SF00098 belønnet av the Department of Energy. Staten har visse rettigheter i denne oppfinnelsen .
Foreliggende oppfinnelse er rettet mot en forbedret energibesparende varmvalsemetode for direkte dannelse av lavkarbon to-fasestålkarakterisert vedhøy styrke, høy formbarhet og forbedrede kaldformbarhetsegenskaper.
Foreliggende oppfinnelse er videre rettet mot å utnytte disse egenskaper for å danne wire av høy styrke, staver og andre former som et alternativ til eksisterende praksis som bruker medium til høykarbonstål. Uttrykket "to-fasestål" brukt heri refererer til en klasse stål som består av ferrit-matrise og en dispergert andre fase så som bæremartensit, bainit og/eller gjenholdt austenitt.
Det har blitt et økende behov for stål av høy styrke i grader som dekker både strukturelle og automotive anvendelser, som krever robusthet og også forbedret formbarhet. Imidlertid er en hovedvanskelighet at egenskapene som kreves for disse anvendelser generelt har vært uforenelige med stål som har konvensjonell mikrostruktur. Følgelig utvikl-et innførelsen av såkalt to-fasestål mye interesse fordi dette ga utmerkede mekaniske egenskaper hvis mikrostruktur-en og morfologien ble kontrollert for å utnytte prinsippene for sammensetningene. Et to-fasestål kan formes for å optimalisere egenskaper ved å optimalisere komponentblånd-ingen av ferrit og robust bæremartensit eller bainit. Sammenlignet med vanlig høystyrke lavlegeringsstål (HSLA) danner inkorporeringen av en sterk sekundær fase i den myke ferritmatrisen, en blanding som har meget gunstige mekaniske egenskaper (så som liten ettergiving overfor strekk, stor opprinnelig belastningsherdegrad, kontinuerlig etter-givende oppførsel, utmerket kombinasjon av endelig strekkstyrke, bøyelighet, hardførhet og kaldformbarhet). Slike særtrekk har ført til at to-fasestål er ansett som til-trekkende materialer spesielt for bruk hvor store krav til mekanisk oppførsel settes.
Imidlertid har tidligere kjente metoder for utviklig av to-fasemikrostrukturer innebefattet både termisk og mekanisk behandlingsmetode som i seg selv forbruker en vesentlig mengde energi. Slike fremstillingsmetoder er beskrevet foreksempel i US patenter nr. 3.423.252, 3.502.514, 4.067.756, 4.062.700, 4.159.218, 4.407.680, 4.376.661, 4.421.573, 4.325.751 samt britisk patent nr. 1.091.942.
Det fortsetter å være et behov for utvikling av mer energibesparende fremgangsmåter for utvikling av denønskelige fibrøse to-fasestruktur.
Hovedmålet for foreliggende oppfinnelse er å fremstille et stål som kan kaldformes uten ytterligere varmebehandling til høystyrke, høyt bøyelige stålwirere, staver og andre former ved å bruke en fremgangsmåte som består av steget å kaldbearbeide en to-fasestålblanding til den krevede styrke og formbarhet under på forhånd bestemte betingelser uten intermediære skjøtinger eller varmebehandling.
Det er følgelig et mål for foreliggende oppfinnelse å fremskaffe en energibesparende fremgangsmåte for dannelse av høystyrke, høyt bøyelig kaldformbart stål særpreget ved en ultrafin fibrøs feritt-martensitt eller ferrit-bainitt mikrostruktur.
Foreksempel er en vanlig metode for fremstilling av wire med høy styrke og høy bøyelighet ved å fremstille ved nær eutecotid blanding pearlitisk stål.
Det er behov for stålwire og staver med bedre kombinasjoner av strekk og utholdenhetsstyrke og med høyere formbarhet enn konvensjonell stålwire og staver dannet ved kjente fremgangsmåter uten å innebefatte nye hovedinvesteringer eller unødvendige mikrolegerende elementer. Foreliggende oppfinnelse i motsetning til konvensjonelle metoder for fremstilling av pearlitisk stål for å danne wire, fremskaffer en fremgangsmåte hvorved en legering med relativt enkel sammensetning kan formes til wire eller staver i en enkel kontinuerlig multipassasje-operasjon, dvs. uten intermediasr skjøting eller varmebehandling. Eliminering av intermediær varmebehandling ved fremstilling av høystyrke-stålwire vil senke kostnaden ved produksjon av høystyrke-stålwire foreksempel dekkkordeller.
Disse og andre mål vil bli tydelige fra følgende beskriv-else av de foretrukkede utførelsesformer.
En foretrukket produkt dannet i henhold til foreliggende oppfinnelse er en høystyrke høyformbar lavkarbon stålwire stav eller annen form dannet fra en stålblanding særpreget ved en to-fase ferrit-bæremartensit (bainit) mikrostruktur som beskrevet nedenfor. Denne blanding kan variere fra fabrikk til fabrikk avhengig av fremstillingsmetodene foreksempel kontinuerlig støping men i alle tilfeller kan blandingen fremstilles for å tilfredstille de spesielle
.fabrikk-krav.
Foreliggende oppfinnelse kan illustreres under referanse til fremstillingen av staver og wirere. Fra denønskede
blanding bestemmes austenitt (y) til ferrit og austenitt ( a + y) transformasjonstemperaturen enten ved eksperimentelle metoder så som dilatometri eller ved utregning (foreksempel ut fra K. W. Andrews, JISI, 203 (juli 1965), 721.727). For transformering under avkjøling er denne temperatur Ar^.
Det vil forstås at den effektive transformasjonstemperatur er avhengig av fremstillingsbetingelsene hvorunder valsing utføres under y til (a + y) overføringen på grunn av varmen og friksjonen til behandlingen. Imidlertid vil den effektive transformasjon være høyere enn den målte eller utregnede transformasjonstemperatur Ar^. I henhold til foreliggende oppfinnelse vil den endelige valsing i den endelige blokk være nede like under effektiv Ar^ og den endelige stav vil raskt bli bragt ned fra like under effektiv Ar^til romtemperatur. Således kan den endelig valsing
og avkjøling utføres ved utregnet eller målt Ar^siden dette punkt vil være lavere enn den effektive Ar^. Av-kjøling forårsaker austenitten å konverteres til martensit eller bainit fortrinnsvis bæremartensit i hvilken karbon-innholdet ikke bør overskride 0,4 vekt-% selv om en mikroduplex blanding av ferrit og bæremartensitt (eller bainitt) kan erholdes. Avhengig av herdemuligheten og temperatur-senkningsgraden kan austenitten transformeres til bæremartensit eller bainit ved avkjøling. For optimal kald-formingsbehandling foreksempel wirestaver, sikrer ovenfor nevnte behandlingsmetode at stålet derpå kan kaldstrekkes til den ønskede diameter og mekaniske egenskaper i en enkel multipassasje-operasjon uten intermediær varmebehandling. Lignende resultater gjelder for plater, ark eller andre former. Den raske belastningsherdende hastighet av slikt to-fasestål gir høy styrke med mindre kull-reduksjon enn det som erholdes med konvensjonelt stål.
Foreliggende oppfinnelse gir en behandlingsfordel i forhold til tidligere behandlingsmetoder for enhetsdannelse av to-fasestål ved det at intermediær skjøting elimineres dvs. et skjøtesteg etter varmvalsingen men før kuldestrekkstegene. I tillegg til å redusere antall behandlingssteg sparer foreliggende oppfinnelse således energi ved fremstillingen og reduserer således kostnadene. Fremgangsmåten i henhold til foreliggende oppfinnelse er spesielt egnet for å danne staver og wirere men andre varmvalsede artikler så som plater og ark kan også dannes. To-fasestålet således dannet kan behandles kaldt til produkter så som kaldherdede varer, (muttere og bolter) forbelastede betongwirere og
lignende.
En annen fordel ligger i det faktum at startstålet kan være en barre som formes til en stavlignende form (eller en annen form avhengig av bruken) under varmvalseoperasjonen. I tillegg kan detønskede tverrsnittareal til staven formes i ønsket størrelse og form.
Sammen med disse fremstillingsfordeler erholdes også for-bedring i det endelige produkt ved den kornforminskning som finner sted under de kontrollerte valsesteg av oppfinnelsen. Denne fremgangsmåte består av å varme stålet til en optimal flytetemperatur (som bør være lavere enn ved eksisterende praksis for vanlig stål og sparer således brensel) deformering over og under austenit-rekrystallisermgstempe-raturen for endelig deformering like under Ar^-temperaturen i (a + y)-regionen. Selv om det ikke er hensikten å begrense oppfinnelsen av en teoretisk forklaring med formål for klargjøring, minskes under deformering i temperaturson-en T_ i fig. 1 austenit kornstørrelsen ved gjentatt rekrystallisering. I det endelige valsesteg er imidlertid austeniten ikke fullstendig rekrystallisert men blir for-lenget til en fibrøs morfologi når legeringen deformeres i (a + y)-området. Ved direkte avkjøling utvikles to-fase-strukturen hvori martensit-øyene er mer eller mindre enhet-lig rettet langs fiberene i feritt-matrisen. Under wire-trykk er belastningsoverføring mest effektiv når martensit-partikler er tilstede i form av fibere i stedet for kuler. Dette antas i hovedsak å være fordi belastningsoverføringen finner sted ved skjæring som virker langs martensit/ferrit-interfasene. Således får en gitt volumfraksjon og samme antall martensit-partikler er større interfasielt areale tilgjengelig i en fibrøs morfologi.
Den foretrukkede morfologi fremstilt i henhold til foreliggende oppfinnelse er følgelig en fibrøs fordeling av baeremartensit i den langsgående retning i en matrise av finkornet ferrit.
I de medfølgende tegninger er:
Fig. 1 en kurve av tid mot temperatur som særpreger frem-stillingsstegene i en foretrukket utførelsesform i henhold til foreliggende oppfinnelse. Fig. 2 et blokkdiagram som representerer en kontrollert valseprosess i henhold til foreliggende oppfinnelse som er tilpasset for en stavmølle å danne en wirestav. Fig. 3 en kurve av strekkstyrke mot wirediameter av to stålsammensetninger fremstilt i henhold til foreliggende oppf innelse.
Generelt er foreliggende oppfinnelse rettet mot fremstilling av høystyrke, høyt bøyelig lavkarbon to-fasestål. Kar-boninnholdet vil være mindre enn 0,4 vekt-"/. Oppfinnelsen er ikke begrenset til spesielle stålsammensetninger men stålet vil typisk inneholde jern fra ca. 0,05 til 0,3 vekt-% karbon, ca. 0,2 til 3 vekt-% silitium og/eller ca. 0,2 til 2,0 vekt-% mangan. Stålsammensetningene kan inneholde nitrogen i området fra 0 til 0,2 vekt-%. Vanligvis vil mengden av silitium være minst ca. 0,2% og karboninn-holdet vil ikke være større enn ca. 0,1%.
I tillegg kan karbid-dannende elementer så som vanadium, niobuim og molybden tilsettes vanligvis i mengder på fra 0,05 til 0,15 vekt-%.
Den passende sammensetning bestemt ved vanlig ståldannende praksis, bestemmer behandlingstemperaturene for valsesteg-ene. Under referanse til fig. 1 vil stålet varmes til en temperatur . Selv om T, vil variere noe avhengig av sammensetningen av stålet, vil T, generelt være i området på omkring 950°C til 1200°C.
Blandingen vil bli holdt ved denne temperatur i en tids-periode som er tilstrekkelig for i det vesentlige og full stendig austenitisere stålet. På grunn av det lave karbon-innholdet vil tid - temperaturen kontrolleres for å for-hindre dekarbonisering. Den resulterende blanding vil så deformeres ved en temperatur i austenit-rekrystalli-seringsregionen fulgt av deformering i ikke-rekrystalliser-ingsregionen (y-regionen) ved en lavere temperatur T, som er over den effektive Ar^. Ved temperatur T» bør austenit-kornene gjøres så små som mulig ved påfølgende deformering og rekrystallisering. Den totale reduksjon i tverrsnitt av den valsede blanding i dette området vil være ca 50%. Blandingen vil deformeres ved en temperatur T, i hvilken austenit-kornene forlenges og danner deformerings-bånd inne i kornene. De forlengede austenitkorn og de-formeringsbånd fremskaffer nukleeringsseter for austenit-ferritomdannelse slik at fine ferritkorn kan erholdes. Valsingen ved denne temperatur vil vanligvis utføres hvorved tverrsnittsarealet av den valsede komponent vil reduseres med minst 30%. Avhengig av sammensetningen av stålet vil verdiene til og T, generelt være i området på
800 til 1000°C.
Etterfølgende, i det temperaturen til blandingen faller under den effektive Ar^, dvs. i (a + y)-regionen, vil stålet bli endelig varmevalset ved temperatur (). Temperatur T^vil være like under den effektive Ar^.
Som omtalt ovenfor vil den utregnede eller målte verdi for Ar^være lavere enn den effektive Ar^på grunn av valsebetingelsene og følgelig vil det være passende å bruke den utregnede eller målte Ar^-verdi som temperatur T^. Endelig varmvalsing vil vanligvis bli utført hvorved tverrsnittsarealet av den valsede .komponent igjen vil reduseres minst med ca. 30%.
Blandingen vil så raskt bli avkjølt fra like under effektiv Ar^i en væske fortrinnsvis vann til romtemperatur.
Ved endelig avkjøling transformeres austeniten til martensit som resulterer i en bestandig sterk andre fase av base martensit hvis karboninnhold vil være mindre enn 0,4% dispergert i en formbar ferrit-matrise. En slik blanding har tilstrekkelig kaldformbarhet for å tillate kald reduksjon i tverrsnittsarealet på 99,9% uten noen ytterligere varmebehandling.
Hovedfordelen ved fremstilling av slikt to-fasestål ved kontrollert valsing i forhold til andre fremgangsmåter er 1) at mye finere ferritkorn kan erholdes, 2) en mer ønsket morfologi (fin, fibrøs) kan erholdes, 3) den mer kostbare intermediære behandling (dvs. varmebehandling) kan utelukk-es og 4) den passende basemartensit eller bainitfase kan opprettholdes. Videre kan fremgangsmåten lett brukes i eksisterende stålmøllemaskiner innebefattende stav, stang eller varmestripmøller siden, bortsett fra konvensjonell apparatur for kontrollert temperatur og avkjøling, ingen vesentlige pengeutgifter vil bli krevet. Enkle blandinger kan også behandles foreksempel Fe/Mr/C, Fe/Si/C eller Fe/-Si/Mn/C som er illustrert i de følgende eksempler.
Eksempel 1
En stålstang med et tverrsnittsareal lik ca. 15,2 mm i diameter behandles i henhold til profilen illustrert i fig. 1. Stålblandingen er jern inneholdende 2 vekt-% silitium, 0,03 vekt-% mangan, 0,08 vekt-% karbon og spor av urenheter.
Først varmes stangen til 1150^C i 20 min. under luftav-kjøling fulgt av valsing ved 1100°C som gir en 50% reduksjon i tverrsnittsarealet (valsesteg 1 i fig. 1). Stangen varmvalses igjen ved å starte ved 1000°C og reduseres med 30% i tverrsnittsarealet (valsesteg 2 i fig. 1). Luftav-kjøling opprettholdes gjennom austenit-ferrittransformeringen. En tredje reduksjon på 35% utføres ved 950°C (valsesteg 3 i fig. 1) dvs. like under Ar^. Staven vann-avkjøles etter endt tredje reduksjon og består av en ultrafin blanding av ferrit og fibrøs bæremartensit.
Eksempel 2
Produktet fra eksempel 1 overflaterenses, avdekkes, smøres
og kaldtrekkes så igjen smurt wolframcarbid og diamantdyse til en diameter på 0,24 mm uten intermediær skjøting.
Denne wire har en strekkstyrke på 390 Ksi (26<y>0 MPa) ved en diameter på 0,27 mm.
Eksempel 3
Fremgangsmåten fra eksempel 1 ble gjentatt bortsett fra at stålet inneholdt 0,1 vekt-% vanadium i tillegg til de andre komponenter. Stålstaven ble kaldtrukket i henhold til fremgangsmåten fra eksempel 2 til en diameter på 0,93 mm hvor dets strekkstyrke var 300 Ksi (2070 MPa) og den ble også trukket til en diameter på 0,27 mm hvor dets strekkstyrke var 405 Ksi (2790 MPa). Høyere strekkstyrker kan oppnås ved ytterligere kaldtrekking. Belastningsavlasting som er vanlig i hjulkordellfremstilling kan også oppnås i alle disse eksempler uten uønskede effekter.
Eksempel 4
En stålstang av lignende størrelse som den i eksempel 1 men med en sammensetning som besto i hovedsak av jern, 1,5 vekt-% mangan og 0,1% karbon mykgjøres i 20 min. ved 1050°C. Den varmvalses under luftavkjøling for å gi en reduksjon på 50% i tverrsnittsareal. Den varmvalses igjen ved ca. 800°C for å gi en reduksjon på 30%. Luftavkjøl-ingen opprettholdes under ferrittransformeringen fra austenit og en tredje reduksjon (35%) utføres i det stangen når en temperatur like under Ar^(720°C) og har fullført den ønskede ferrit-austenitblanding. Staven avkjøles umiddelbart for å gi en stålstav som består av bæremartensit i en ferritmatrise.
For å danne wire anvendelig for hjulkordeller, kaldtrekkes staven til en diameter på 0,27 mm og har en styrke på 380 Ksi (2620 MPa).
Eksempel 5
Fig. 2 viser en foretrukket fremstillingsmetode i blokk-form. For stålet fra eksempel 4 kan stålet varmes til 1050°C for å austensisere. Det passeres så gjennom et grovbehandlingssted hvor det reduseres til en 21 mm stang. Ved ca. 800°C (fremdeles i y- fase). Det avkjøles så til ca. 720°C som er (a + y)-regionen. Det reduseres ytterligere til en 5,5 mm stav og avkjøles noe som resulterer i en mikroduplex ferrit og bæremartensitstruktur. To-fase-staven således dannet samles opp på en kveil. Samme metode vil gjelde for plate, ark, strip og lignende.
Eksempel 6
En stav dannet som beskrevet i eksempel 5 kaldtrekkes til wire. I det staven trekkesøker dens strekkstyrke som vist i fig. 3. En sammenligning med en wire dannet som beskrevet i eksempel 3 er også vist i fig. 3. Det fremgår at et wireprodukter med krevede mekaniske egenskaper direkte kan dannes kun ved kaldtrekking så som kanttråd, hjulkordell, forbelastet betongwire etc. Således er wiredannelse en foretrukket anvendelse av oppfinnelsen spesielt siden ingen varmebehandling etter den initielle avkjøling kreves. Det kan være så mye som 99,8% reduksjon i tverrsnittsareal, og styrker på større enn 400 000 psi kan oppnås.
Eksempel 7
Stålplater og ark fremstilt i henhold til den tidligere•be-skrivelsen gitt for stålstaver kan dannes. To-fasestål-platen eller arket kan så kaldvalses for å gi et stålprod-ukt av høy styrke. Andre former kan dannes i henhold til fremgangsmåten til oppfinnelsen og utmerket kaldformbarhet tillater kald bearbeidelse som ikke mulig i vanlig stål under øking av styrken og bestandigheten til det endelige produkt.
Claims (4)
1. Fremgangsmåte for dannelse av stål med høy styrke og høy formbarhet,
karakterisert ved en ultrafin fibrøs ferrit-bæremartensit eller ferrit-bainit-mikrostruktur bestående av å varme en stålblanding til en temperatur i et tidsrom tilstrekkelig for i hovedsak fullstendig å austenisere denne blanding;
varmvalse denne blanding i austenit rekrystalliseringsregi-onen ved en temperatur og ytterligere valse denne i ikke-rekrystallisering y-regionen ved en temperatur T.,
hvor forbedringen består i stegene
å valse blandingen ved en temperatur T. hvor T. er en temperatur under det effektive omdannelsespunkt Ar^ i (a
+Y )-regionen, og
raskt avkjøle blandingen til romtemperatur for å konvertere austenitten til bæremartensit eller bainit.
2. Fremgangsmåte ifølge krav 1,
karakterisert ved det ytterligere steg å kald-deformere blandingen etter avkjøling til et formet produkt.
3. Fremgangsmåte ifølge krav 2,
karakterisert ved at produktet er wire, stang eller plate.
4. Stålblanding med høy styrke og høy formbarhet bestående i hovedsak av jern med ca. 0,05 til 0,3 vekt-% karbon, ca.
0,2 til 3 vekt-% silitium eller ca. 0,2 til 2 vekt-% mangan og 0 til 0,2 vekt-% nitrogen,
karakterisert ved en ultrafin fibrøs ferrit-bæremartensit eller ferrit-bainit mikrostruktur hvor blandingen dannes i henhold til fremgangsmåten ifølge krav 1.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US63804684A | 1984-08-06 | 1984-08-06 | |
| US06/676,066 US4619714A (en) | 1984-08-06 | 1984-11-29 | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO861325L true NO861325L (no) | 1986-05-30 |
Family
ID=27092984
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO861325A NO861325L (no) | 1984-08-06 | 1986-04-04 | Kontrollert valseprosess for tofase-staal og anvendelse derav for fremstilling av staver, traad, ark og andre former. |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4619714A (no) |
| EP (1) | EP0190312A4 (no) |
| AU (1) | AU590212B2 (no) |
| BR (1) | BR8506866A (no) |
| CA (1) | CA1249207A (no) |
| DK (1) | DK155586D0 (no) |
| ES (1) | ES8703530A1 (no) |
| FI (1) | FI861437A0 (no) |
| IN (1) | IN165054B (no) |
| NO (1) | NO861325L (no) |
| NZ (1) | NZ212916A (no) |
| PT (1) | PT80918B (no) |
| WO (1) | WO1986001231A1 (no) |
Families Citing this family (37)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| IT1200101B (it) * | 1985-08-01 | 1989-01-05 | Centro Speriment Metallurg | Procedimento di trattamento termico per vergella in acciaio inossidabile |
| US5338380A (en) * | 1985-08-29 | 1994-08-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength low carbon steel wire rods and method of producing them |
| DE3888162T2 (de) * | 1988-02-29 | 1994-06-01 | Kobe Steel Ltd | Sehr dünner und hochfester Draht und Verstärkungsmaterial und Verbundmaterial enthaltend diesen Draht. |
| US5139642A (en) * | 1991-05-01 | 1992-08-18 | Olin Corporation | Process for preparing a nonconductive substrate for electroplating |
| US7766329B1 (en) | 1992-10-02 | 2010-08-03 | Sierra Design Group | Wheel indicator and ticket dispenser apparatus |
| US5810951A (en) * | 1995-06-07 | 1998-09-22 | Ipsco Enterprises Inc. | Steckel mill/on-line accelerated cooling combination |
| US6264767B1 (en) | 1995-06-07 | 2001-07-24 | Ipsco Enterprises Inc. | Method of producing martensite-or bainite-rich steel using steckel mill and controlled cooling |
| US6309482B1 (en) | 1996-01-31 | 2001-10-30 | Jonathan Dorricott | Steckel mill/on-line controlled cooling combination |
| EP1000194B1 (en) * | 1997-07-29 | 2002-09-04 | Bekaert Naamloze Vennootschap | Steel cord for protection plies of pneumatic tyres |
| US6159312A (en) * | 1997-12-19 | 2000-12-12 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| DE19814223A1 (de) * | 1998-03-31 | 1999-10-07 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zur Herstellung von mikrolegierten Baustählen |
| DE19815022A1 (de) * | 1998-04-03 | 1999-10-21 | Daimler Chrysler Ag | Ziehteile aus Federstahlblech, insbesondere als Leichtbau- oder Karosserieteil |
| AU768347B2 (en) | 1999-07-12 | 2003-12-11 | Mmfx Steel Corporation Of America | Low-carbon steels of superior mechanical and corrosion properties and process of making thereof |
| AU7927500A (en) * | 1999-10-19 | 2001-04-30 | Aspector Oy | Method of producing ultra-fine grain structure for unalloyed or low-alloyed steel |
| EP1190783A3 (de) * | 2000-09-11 | 2003-06-04 | DORSTENER DRAHTWERKE H.W. Brune & Co. GmbH | Herstellung von Heftdraht |
| US6746548B2 (en) * | 2001-12-14 | 2004-06-08 | Mmfx Technologies Corporation | Triple-phase nano-composite steels |
| US6709534B2 (en) | 2001-12-14 | 2004-03-23 | Mmfx Technologies Corporation | Nano-composite martensitic steels |
| KR100516519B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2005-09-26 | 주식회사 포스코 | 제어압연 및 급속냉각 방식에 의한 2상조직 탄소강 선재및 봉강 제조방법 |
| EP1371737A1 (de) * | 2002-06-10 | 2003-12-17 | Von Moos Stahl AG | Verfahren zur Herstellung von Draht- oder Stabstahl und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens |
| US20040149362A1 (en) * | 2002-11-19 | 2004-08-05 | Mmfx Technologies Corporation, A Corporation Of The State Of California | Cold-worked steels with packet-lath martensite/austenite microstructure |
| CN100342038C (zh) * | 2002-11-19 | 2007-10-10 | Mmfx技术股份有限公司 | 具有群集－板晶马氏体/奥氏体微观结构的冷加工钢 |
| US20060188384A1 (en) * | 2004-03-29 | 2006-08-24 | Kan Michael Y | High strength steel |
| US20050214157A1 (en) * | 2004-03-29 | 2005-09-29 | Stueck Gary A | High strength steel |
| US7214278B2 (en) * | 2004-12-29 | 2007-05-08 | Mmfx Technologies Corporation | High-strength four-phase steel alloys |
| CA2602518A1 (en) * | 2005-03-29 | 2006-10-05 | Gerdau Ameristeel Us, Inc. | High strength steel |
| US20090277539A1 (en) * | 2005-11-21 | 2009-11-12 | Yuuji Kimura | Steel for Warm Working, Warm Working Method Using the Steel, and Steel Material and Steel Component Obtainable Therefrom |
| WO2008058410A1 (de) * | 2006-11-17 | 2008-05-22 | Swiss Steel Ag | Verfahren zur kontinuierlichen herstellung von draht- oder stabstahl |
| CN100500880C (zh) * | 2007-03-02 | 2009-06-17 | 北京科技大学 | 一种制备高强细晶双相钢的方法 |
| US20090301613A1 (en) * | 2007-08-30 | 2009-12-10 | Jayoung Koo | Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance |
| US20110236696A1 (en) * | 2010-03-25 | 2011-09-29 | Winky Lai | High strength rebar |
| CA2786371A1 (en) * | 2010-03-25 | 2011-09-29 | Cossette, Cameron A. | High strength rebar |
| WO2012153009A1 (fr) * | 2011-05-12 | 2012-11-15 | Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl | Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue |
| CZ305697B6 (cs) * | 2014-06-30 | 2016-02-10 | Západočeská Univerzita V Plzni | Způsob výroby ocelových dílů z plechu tažených zatepla |
| FR3045670A1 (fr) * | 2015-12-16 | 2017-06-23 | Michelin & Cie | Feuillard en acier au carbone, son utilisation pour le renforcement d'articles en caoutchouc |
| FR3045671B1 (fr) * | 2015-12-16 | 2017-12-08 | Michelin & Cie | Pneu renforce par un ruban en acier au carbone |
| KR101858851B1 (ko) * | 2016-12-16 | 2018-05-17 | 주식회사 포스코 | 강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
| US10883154B2 (en) | 2018-08-07 | 2021-01-05 | GM Global Technology Operations LLC | Crankshaft and method of manufacture |
Family Cites Families (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1013190A (en) * | 1961-08-12 | 1965-12-15 | Yawata Iron & Steel Co | Process for producing a low-temperature tough steel |
| US3502514A (en) * | 1968-01-30 | 1970-03-24 | United States Steel Corp | Method of processing steel |
| JPS5420931B2 (no) * | 1973-09-10 | 1979-07-26 | ||
| JPS5178730A (en) * | 1974-12-30 | 1976-07-08 | Nippon Steel Corp | Fueraitosoto kyureihentaisoyorinaru fukugososhikikohanno seizohoho |
| JPS5356121A (en) * | 1976-11-02 | 1978-05-22 | Nippon Steel Corp | Production of steel bar and wire rod for cold forging |
| US4067756A (en) * | 1976-11-02 | 1978-01-10 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High strength, high ductility low carbon steel |
| JPS5836650B2 (ja) * | 1978-06-16 | 1983-08-10 | 新日本製鐵株式会社 | 引張強さ３５〜５０Ｋｇ／ｍｍ↑２、降伏比６０％未満で、高伸びを有する複合組織冷延鋼板の製造方法 |
| US4159218A (en) * | 1978-08-07 | 1979-06-26 | National Steel Corporation | Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip |
| SE430902B (sv) * | 1979-05-09 | 1983-12-19 | Svenskt Stal Ab | Sett att vermebehandla ett stalband med 0,05 - 0,20% kolhalt och laga halter legeringsemnen |
| EP0033600A3 (en) * | 1980-01-18 | 1981-11-25 | British Steel Corporation | Process for producing a steel with dual-phase structure |
| JPS5767130A (en) * | 1980-10-14 | 1982-04-23 | Kawasaki Steel Corp | Production of hot rolled dual phase high tensile steel plate |
| CA1195152A (en) * | 1980-10-17 | 1985-10-15 | Kobe Steel Ltd. | High strength steel plate and method for manufacturing same |
| JPS57126913A (en) * | 1981-01-27 | 1982-08-06 | Kobe Steel Ltd | Production of high-toughness high-strength wire or rod steel |
| JPS57137426A (en) * | 1981-02-20 | 1982-08-25 | Kawasaki Steel Corp | Production of low yield ratio, high tensile hot rolled steel plate by mixed structure |
| US4406713A (en) * | 1981-03-20 | 1983-09-27 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Method of making high-strength, high-toughness steel with good workability |
| JPS607005B2 (ja) * | 1981-04-24 | 1985-02-21 | 住友金属工業株式会社 | 低温用棒鋼の製造法 |
| JPS5881928A (ja) * | 1981-11-12 | 1983-05-17 | Nippon Steel Corp | デスケ−リング性ならびに加工性に優れた低炭素鋼線材の製造法 |
| JPS58171526A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Nippon Steel Corp | 極低温用鋼の製造法 |
| US4466842A (en) * | 1982-04-03 | 1984-08-21 | Nippon Steel Corporation | Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same |
| JPS5983722A (ja) * | 1982-11-05 | 1984-05-15 | Kawasaki Steel Corp | 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS59110725A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
-
1984
- 1984-11-29 US US06/676,066 patent/US4619714A/en not_active Expired - Lifetime
-
1985
- 1985-07-29 IN IN556/CAL/85A patent/IN165054B/en unknown
- 1985-07-30 NZ NZ212916A patent/NZ212916A/en unknown
- 1985-07-30 CA CA000487750A patent/CA1249207A/en not_active Expired
- 1985-08-05 BR BR8506866A patent/BR8506866A/pt unknown
- 1985-08-05 WO PCT/US1985/001457 patent/WO1986001231A1/en not_active Application Discontinuation
- 1985-08-05 AU AU47257/85A patent/AU590212B2/en not_active Withdrawn - After Issue
- 1985-08-05 EP EP19850904171 patent/EP0190312A4/en not_active Withdrawn
- 1985-08-06 PT PT80918A patent/PT80918B/pt not_active IP Right Cessation
- 1985-08-06 ES ES546660A patent/ES8703530A1/es not_active Expired
-
1986
- 1986-04-03 FI FI861437A patent/FI861437A0/fi not_active Application Discontinuation
- 1986-04-04 NO NO861325A patent/NO861325L/no unknown
- 1986-04-04 DK DK155586A patent/DK155586D0/da not_active Application Discontinuation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| NZ212916A (en) | 1988-03-30 |
| PT80918B (pt) | 1987-09-30 |
| CA1249207A (en) | 1989-01-24 |
| EP0190312A1 (en) | 1986-08-13 |
| IN165054B (no) | 1989-08-12 |
| FI861437A (fi) | 1986-04-03 |
| AU4725785A (en) | 1986-03-07 |
| US4619714A (en) | 1986-10-28 |
| PT80918A (en) | 1985-09-01 |
| EP0190312A4 (en) | 1988-08-29 |
| ES546660A0 (es) | 1987-02-16 |
| ES8703530A1 (es) | 1987-02-16 |
| WO1986001231A1 (en) | 1986-02-27 |
| DK155586A (da) | 1986-04-04 |
| BR8506866A (pt) | 1986-09-23 |
| FI861437A0 (fi) | 1986-04-03 |
| DK155586D0 (da) | 1986-04-04 |
| AU590212B2 (en) | 1989-11-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO861325L (no) | Kontrollert valseprosess for tofase-staal og anvendelse derav for fremstilling av staver, traad, ark og andre former. | |
| US4466842A (en) | Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same | |
| AU759827B2 (en) | Hot rolled steel sheet having an ultrafine grainstructure and process for producing steel sheet | |
| US6846371B2 (en) | Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe | |
| US3926687A (en) | Method for producing a killed steel wire rod | |
| US20080236709A1 (en) | Cold-worked steels with packet-lath martensite/austenite microstructure | |
| JP3554505B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼及びその製造方法 | |
| JP3375554B2 (ja) | 強度一延性バランスに優れた鋼管 | |
| JPH0949026A (ja) | 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| ZA200503080B (en) | Cold-worked steels with packet-lath martensite/austenite microstructure | |
| JPH09137222A (ja) | 高強度低降伏比鉄筋用鋼材の製造方法 | |
| EP0610931A2 (en) | Production method of strong and tough thick steel plate | |
| CN109252089B (zh) | 一种应变设计管线钢x65钢板及其生产方法 | |
| JPH07150247A (ja) | 建築用高強度低降伏比鋼管の製造方法 | |
| JPH09125143A (ja) | 高強度低降伏比鉄筋用鋼材の製造方法 | |
| JPS602364B2 (ja) | 低温靭性にすぐれた非調質高張力鋼板の製造法 | |
| JPS586937A (ja) | 加工用熱延高張力鋼板の製造法 | |
| JP3214350B2 (ja) | 高温強度に優れたＣｒ−Ｍｏ系継目無鋼管の製造方法 | |
| KR100946048B1 (ko) | 변형유기 동적변태를 이용한 고강도 초세립강 제조방법 | |
| KR100518338B1 (ko) | 변형유기 동적변태를 이용한 저탄소 세립강의 제조방법 | |
| JPH0233768B2 (no) | ||
| KR100946046B1 (ko) | 저탄소 세립형 페라이트강 제조방법 | |
| KR20040059579A (ko) | 동적변태를 이용한 페라이트 초세립강의 제조방법 | |
| KR100946047B1 (ko) | 변형유기 동적변태를 이용한 고강도, 고인성 초세립강제조방법 | |
| JPS5922774B2 (ja) | 溶接性および加工性の優れた高張力熱延線材および棒鋼の製造法 |