PL209397B1 - Stal spawalna na elementy konstrukcyjne, sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej oraz sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej - Google Patents
Stal spawalna na elementy konstrukcyjne, sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej oraz sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnejInfo
- Publication number
- PL209397B1 PL209397B1 PL375529A PL37552903A PL209397B1 PL 209397 B1 PL209397 B1 PL 209397B1 PL 375529 A PL375529 A PL 375529A PL 37552903 A PL37552903 A PL 37552903A PL 209397 B1 PL209397 B1 PL 209397B1
- Authority
- PL
- Poland
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- equal
- contents
- weldable
- Prior art date
Links
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
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
Description
Opis wynalazku
Przedmiotem wynalazku jest stal spawalna na elementy konstrukcyjne, sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej, oraz sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej.
Z japońskiego opisu patentowego JP 06-017188 znany jest sposób wytwarzania stali odpornej na zużycie, która zawiera więcej niż 5% martenzytu o strukturze wyspowej. Mikrostruktura tego rodzaju stali zawiera ferryt.
Z kolei z japoń skiego opisu patentowego JP 03-31443 znany jest sposób wytwarzania stali odpornej na obciążenia dynamiczne i stali twardej nie poddawanej obróbce cieplnej przeznaczonej do kucia na gorąco.
Stale konstrukcyjne muszą mieć określone cechy mechaniczne, aby były przystosowane do zamierzonego użycia, i powinny one w szczególności mieć podwyższoną twardość. Dlatego stosuje się stale podatne na hartowanie, to jest takie, dla których można otrzymać strukturę martenzytyczną lub bainityczną wówczas, gdy chłodzi się je w sposób wystarczająco szybki i skuteczny. Zatem określa się krytyczną prędkość bainityczną powyżej której otrzymuje się strukturę bainityczną, martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną w funkcji osiąganej prędkości chłodzenia.
Zdatność do hartowania tych stali zależy od zawartości pierwiastków hartujących. Na ogół, im ilość tych pierwiastków jest większa, tym mniejsza jest krytyczna prędkość bainityczna.
Poza swoimi cechami mechanicznymi stale konstrukcyjne muszą również mieć dobrą spawalność. Otóż wówczas, gdy spawa się element ze stali, strefa spawania, zwana inaczej Zone Affectee Thermiquement (strefa wpływu ciepła) lub ZAT, poddawana jest bardzo wysokiej temperaturze podczas krótkiego okresu czasu, a następnie gwałtownemu chłodzeniu, które nadaje tej strefie podwyższoną twardość, która może prowadzić do drobnych pęknięć powierzchniowych i ograniczać w ten sposób spawalność stali.
W sposób klasyczny spawalność stali może być oszacowana za pomocą obliczenia jej „równoważnika węglowego określonego następującym wzorem:
Ceq = (%C + %Mn/6 + (%Cr + (%Mo + %W/2) + %V)/5 + %Ni/15).
W pierwszym przybliżeniu, im równoważnik węglowy stali jest mniejszy, tym jest ona lepiej spawalna. Jest więc zrozumiałe, że poprawienie hartowności związane jest z większą zawartością pierwiastków hartujących, szkodzących spawalności.
Aby poprawić hartowność tych stali nie szkodząc ich spawalności opracowuje się gatunki mikro-stopowe stali z borem, korzystając zwłaszcza z tego, że skuteczność hartowania tego pierwiastka zmniejsza się wówczas, gdy wzrasta temperatura austenityzacji. Zatem ZAT jest czynnikiem mniej hartującym, niż w przypadku gatunku o podobnej hartowności bez boru, a zatem, można zmniejszyć hartowność i twardość tej strefy ZAT.
Jednak, ponieważ efekt hartujący boru w części nie spawanej stali ma tendencję do nasycania dla skutecznych zawartości od 30 do 50 ppm (części na milion), dodatkowe poprawienie hartowności stali może nastąpić tylko przez dodanie pierwiastków hartujących, których skuteczność nie zależy od temperatury austenityzacji, co automatycznie szkodzi spawalności tych stali. Podobnie poprawa spawalności dokonuje się przez zmniejszenie zawartości pierwiastków hartujących, które zmniejszają automatycznie hartowność.
Celem niniejszego wynalazku jest zaradzenie tej niedogodności proponując stal konstrukcyjną mającą polepszoną hartowność bez zmniejszania jej spawalności.
Zgodnie z wynalazkiem stal spawalna na elementy konstrukcyjne, charakteryzuje się tym, że jej skład chemiczny wagowo zawiera:
0,10% < C < 0,22% 0,50% < Si < 1,50% Al < 0,9%
0% < Mn < 3%
0% < Ni < 5%
0% < Cr < 4%
0% < Cu < 1%
0% < Mo +W/2 < 1,5% 0,0005% < B < 0,010% N < 0,025%,
PL 209 397 B1 ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród V, Nb, Ta, S i Ca o zawartościach mniejszych od 0,3%, i/lub spośród Ti i Zr o zawartościach mniejszych lub równych 0,5%, a resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania, przy czym zawartości glinu, boru, tytanu i azotu, wyrażone w tysięcznych częściach %, spełniają ponadto następującą zależność:
B>-xK + 0,5 (1) gdzie: K = Min (I*; J*)
I* = Max (0; I) i J* - Max (0; J)
I = Min (N; N - 0,29 (Ti - 5))
J = Min| NWN-0,52Al+^(N-0,52Al)2 + 283 a zawartości krzemu i glinu składu spełniają ponadto następujące warunki:
jeśli C > 0,145 wtedy Si + Al < 0,95, zaś stal jest o strukturze bainitycznej, martenzytycznęj lub martenzytyczno-bainitycznej i zawiera ponadto od 3% do 20% austenitu szczątkowego, a korzystnie od 5 do 20% austenitu szczątkowego.
Korzystnie, skład chemiczny stali spełnia ponadto następującą zależność:
1,1%Mn + 0,7%Ni + 0,6%Cr + 1,5(%Mo + %W/2) > 1, a korzystnie > 2.
Korzystnie, skład chemiczny stali spełnia ponadto następującą zależność:
%Cr + 3(%Mo + %W/2) > 1,8, a korzystnie > 2,0.
Natomiast sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej, o podanym wyżej składzie chemicznym, charakteryzuje się tym, że:
- austenityzuje się element przez ogrzewanie do temperatury zawartej między Ac3 i 1000°C, a korzystnie zawartej między Ac3 i 950°C, a następnie chłodzi się go do temperatury niższej lub równej 200°C tak, że w rdzeniu elementu stalowego prędkość chłodzenia między temperaturami 800°C i 500°C jest wyższa lub równa krytycznej prędkości bainitycznej,
- ewentualnie przeprowadza się odpuszczanie w temperaturze niższej lub równej Ac1.
W temperaturze między około 500°C i temperaturą otoczenia, a zwłaszcza między temperaturą 500°C i temperaturą niższą lub równą 200°C, prędkość chłodzenia może być ewentualnie zmniejszona, zwłaszcza dla ułatwienia zjawiska samo-odpuszczania i zatrzymania od 3% do 20% austenitu szczątkowego.
Korzystnie, w rdzeniu elementu konstrukcyjnego z stali spawalnej prędkość chłodzenia między temperaturą 500°C i temperaturą niższą lub równą 200°C utrzymuje się między 0,07°C/s i 5°C/s, a korzystniej między 0,15°C/s i 2,5°C/s.
Korzystnie, po przeprowadzeniu chłodzenia do temperatury niższej lub równej 200°C prowadzi się odpuszczanie w temperaturze niższej od 300°C w czasie krótszym od 10 godzin.
Korzystnie, w sposobie tym po przeprowadzeniu chłodzenia elementu do temperatury niższej lub równej 200°C nie przeprowadza się odpuszczania.
Z kolei sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej, o podanym powyżej składzie chemicznym, której grubość zawarta jest między 3 mm i 150 mm, charakteryzuje się tym, że przeprowadza się hartowanie tej blachy, przy czym prędkość chłodzenia VR w jej rdzeniu, w temperaturze między 800°C i 500°C, wyrażona w °C/h, oraz skład stali są takie, że:
1,1%Mn + 0,7%Ni + 0,6%Cr + 1,5(%Mo + %W/2) + log VR > 5,5, a korzystnie > 6, przy czym logarytm jest logarytmem dziesiętnym.
Niniejszy wynalazek oparty jest na nowym stwierdzeniu, że dodatek krzemu o zawartościach wskazanych powyżej umożliwia wzrost działania hartującego boru od 30% do 50%. To współdziałanie następuje bez wzrostu ilości dodanego boru, podczas gdy krzem nie ma znacznego działania hartującego przy braku boru.
Z drugiej strony dodatek krzemu nie wpływa na własność boru z punktu widzenia jego hartowności, która się zmniejsza, a następnie zanika wraz z rosnącymi temperaturami austenityzacji, jak to jest w przypadku strefy ZAT.
Widać więc, że stosowanie krzemu w obecności boru umożliwia jeszcze zwiększenie hartowności elementu, nie pogarszając jego spawalności.
PL 209 397 B1
Ponadto odkryto również, że dzięki polepszeniu hartowności tych gatunków stali, i zapewniając minimalną zawartość pierwiastków węglikotwórczych, którymi zwłaszcza są chrom, molibden i wolfram, można wytwarzać te stale nie przeprowadzając odpuszczania w niskiej temperaturze, a nawet eliminując to odpuszczanie.
W rezultacie polepszenie hartownoś ci umoż liwia bardziej powolne chł odzenie elementów, cał kowicie zapewniając strukturę głównie bainityczną, martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną. To powolniejsze chłodzenie, zestawione z wystarczającą zawartością pierwiastków węglikotwórczych, umożliwia wówczas wytrącanie drobnych węglików chromu, molibdenu i/lub wolframu w wyniku zjawiska zwanego samo-odpuszczaniem. To zjawisko samo-odpuszczania jest ponadto znacznie ułatwione przez zmniejszenie prędkości chłodzenia poniżej 500°C na godzinę. Podobnie to zmniejszenie prędkości ułatwia także zatrzymanie austenitu, korzystnie w proporcji zawartej od 3% do 20%. Zatem upraszcza się sposób wytwarzania, znacznie poprawiając własności mechaniczne stali, które już nie podlegają znacznemu obniżeniu wywołanemu odpuszczaniem w wysokiej temperaturze, jak to zwykle ma miejsce w praktyce. Pozostaje jednak możliwość przeprowadzenia takiego odpuszczania w zwykłych temperaturach, to jest niższych lub równych Ac1.
Poniżej wynalazek zostanie opisany bardziej szczegółowo, ale w sposób nie ograniczający.
Stal elementu według wynalazku zawiera wagowo:
- ponad 0,10% węgla, aby umożliwić otrzymanie wystarczającej twardości, ale mniej od 0,22%, aby uzyskać doskonałą spawalność, dobrą skrawalność, dobrą podatność na zginanie oraz zadowalającą ciągliwość,
- ponad 0,50%, a korzystnie ponad 0,75%, a szczególnie korzystnie ponad 0,85% wagowych krzemu, aby otrzymać współdziałanie z borem, ale mniej od 1,50% wagowych, aby nie powodować kruchości stali,
- ponad 0,0005%, a korzystnie ponad 0,001% boru, aby dostosować hartowność, ale mniej od 0,010% wagowych, aby uniknąć zbyt dużej zawartości azotków boru szkodliwych dla cech mechanicznych stali,
- mniej od 0,025%, a korzystnie mniej od 0,015% azotu, przy czym otrzymana zawartość jest funkcją sposobu wytapiania stali,
- od 0% do 3%, a korzystnie od 0,3% do 1,8% manganu, od 0% do 5%, a korzystnie od 0% do 2% niklu, od 0% do 4% chromu, od 0% do 1% miedzi, przy czym suma zawartości molibdenu i połowy zawartości wolframu jest niższa od 1,50%, aby otrzymać strukturę głównie bainityczną, martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną, z tym, że chrom, molibden i wolfram dają ponadto korzyść polegającą na umożliwieniu tworzenia się węglików korzystnych dla wytrzymałości mechanicznej i dla odporności na zużycie jak wskazano poprzednio, ponadto suma %Cr + 3(%Mo + %W/2) jest korzystnie wyższa od 1,8%, a korzystniej wyższa od 2,0%, aby móc ewentualnie ograniczać odpuszczanie w temperaturze 300°C, lub nawet je wyeliminować ,
- ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spoś ród V, Nb, Ta, S i Ca o zawartościach mniejszych od 0,3%, i/lub spośród Ti i Zr o zawartościach mniejszych lub równych 0,5% i/lub glinu o zawartoś ci poniż ej 0,9%, przy czym dodatek V, Nb, Ta, Ti, Zr umoż liwia uzyskanie utwardzenia przez wytrącanie nie szkodząc nadmiernie spawalności, zaś tytan, cyrkon i glin mogą być użyte dla związania azotu obecnego w stali, co chroni bor, przy czym tytan może być zastąpiony całkowicie lub częściowo przez podwójną ilość Zr, natomiast siarka i wapń umożliwiają poprawienie obrabialności tego gatunku stali, a glin jest ograniczony do wartości 0,9% dla uniknięcia wszystkich problemów związanych z zatykaniem przewodów w czasie odlewania,
- zawartości glinu, boru, tytanu i azotu, wyrażone w tysięcznych częściach %, spełniają ponadto następującą zależność:
B>-xK + 0,5 (1) gdzie: K = Min (I*; J*)
I* = Max (0; I) i J* - Max (0; J)
I = Min (N; N - 0,29 (Ti - 5))
J = Minf NWN- 0,52Al/((- 0,52Al)2 + 283
PL 209 397 B1 z warunkiem dodatkowym, ż e:
jeśli C > 0,145 (a korzystnie > 0,140) wtedy Si + Al < 0,95, a korzystnie < 0,90, aby wyraźnie odgraniczyć wynalazek względem rozwiązania wg EP 0 725 156, a resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania.
Aby wytworzyć element spawalny wytapia się stal według wynalazku, odlewa się ją w postaci półproduktu, który jest wówczas kształtowany przez odkształcenie plastyczne na gorąco, na przykład przez walcowanie lub przez kucie. Element tak otrzymany jest wówczas austenityzowany przez ogrzewanie do temperatury powyżej Ac3, ale niższej od 1000°C, a korzystnie niższej od 950°C, a następnie chłodzony aż do temperatury otoczenia w taki sposób, aby w rdzeniu tego elementu, prędkość chłodzenia między temperaturami 800°C i 500°C była wyższa od krytycznej prędkości bainitycznej. Ogranicza się temperaturę austenityzacji do 1000°C, ponieważ w temperaturze wyższej wpływ hartujący boru staje się zbyt mały.
Jednak możliwe jest również otrzymanie elementu przez bezpośrednie chłodzenie z kształtowaniem na gorąco (bez ponownej austenityzacji), a w takim przypadku, nawet jeśli temperatura ogrzewania przed kształtowaniem przekracza temperaturę 1000°C, pozostając wciąż poniżej 1300°C, bor zachowuje wówczas swoje działanie.
Aby ochłodzić element do temperatury otoczenia od temperatury austenityzacji, można go hartować stosując wszystkie znane sposoby hartowania (gaz, olej, woda), podczas których prędkość chłodzenia jest wyższa od krytycznej prędkości bainitycznej.
Ewentualnie poddaje się następnie element klasycznemu odpuszczaniu w temperaturze niższej lub równej Ac1, ale preferuje się ograniczenie temperatury do 300°C, a nawet wyeliminowanie tego etapu. W rezultacie brak odpuszczania może być ewentualnie wyrównany przez zjawisko samo-odpuszczania. To zjawisko jest szczególnie chętnie stosowane doprowadzając do prędkości chłodzenia w niższej temperaturze (to jest poniżej około 500°C), korzystnie w zakresie od 0,07°C/s do 5°C/s, a korzystniej od 0,15°C/s do 2,5°C/s.
W tym celu można zastosować wszystkie znane ś rodki hartowania pod warunkiem ich kontrolowania, jeśli jest to niezbędne. Zatem można, na przykład, stosować hartowanie w wodzie, jeśli zwolni się prędkość chłodzenia wówczas gdy temperatura elementu spadnie poniżej 500°C, co będzie można dokonać zwłaszcza wyjmując element z wody, aby zakończyć hartowanie w powietrzu.
Otrzymuje się zatem element, a zwłaszcza blachę spawalną, utworzoną ze stali mającej strukturę bainityczną, martenzytyczną lub martenzytyczno-bainityczną w rdzeniu, zawierającą od 3% do 20% austenitu szczątkowego.
Obecność austenitu szczątkowego daje szczególną korzyść ze względu na zachowanie przez stal zdolności do spawania. W rezultacie, aby ograniczyć ryzyko pęknięć podczas spawania, i uzupełnić wyżej wymienione zmniejszenie hartowności strefy ZAT, obecność austenitu szczątkowego w metalu bazowym, w sąsiedztwie strefy ZAT, umożliwia związanie część wodoru rozpuszczonego, ewentualnie wprowadzonego przez operację spawania, gdyż wodór, który jeśli nie byłby tak związany, zwiększałby ryzyko pęknięcia.
Tytułem przykładu wytworzono małe wlewki ze stali 1 i 2 według wynalazku i ze stali A i B według stanu techniki, których składy, w tysięcznych częściach % wagowych, z wyjątkiem żelaza, są następujące:
C | Si | B | Mn | Ni | Cr | Mo | W | V | Nb | Ti | Al | N | |
1 | 145 | 875 | 3 | 1160 | 180 | 1600 | 170 | 0 | 0 | 0 | 0 | 55 | 7 |
A | 147 | 310 | 3 | 1140 | 210 | 1610 | 175 | 0 | 0 | 0 | 0 | 52 | 6 |
2 | 215 | 740 | 2 | 1120 | 190 | 1550 | 90 | 240 | 55 | 0 | 120 | 10 | 6 |
B | 212 | 280 | 3 | 1090 | 200 | 1590 | 120 | 190 | 65 | 0 | 95 | 12 | 6 |
Po kuciu wlewków hartowność czterech stali została określona przez analizę dylatometryczną. Zainteresowanie skupia się, tytułem przykładu, na hartowności martenzytycznej, czyli krytycznej prędkości martenzytycznej V1 po austenityzacji w temperaturze 900°C w czasie 15 minut.
Z tej prędkości V1 wnioskuje się maksymalne grubości blach, które moż na otrzymać zachowując strukturę w zasadzie martenzytyczną w rdzeniu, i zawierającą również co najmniej 3% austenitu szczątkowego. Te grubości określone zostały dla przypadku hartowania w powietrzu (A), w oleju (H) i w wodzie (E).
PL 209 397 B1
Na koniec oceniono spawalność dwóch stali obliczając ich procentowy równoważnik węglowy według wzoru:
Ceq = (%C + %Mn/6 + (%Cr + (%Mo + %W/2) + %V)/5 + %Ni/15)
Cechy wlewków L1 i L2 według wynalazku i wlewków LA i LB, podanych tytułem porównania, są następujące:
Wlewek | o 0 < ΖΓ “k | Grubość maksymalna (mm) | Ceq (%) | ||
A | H | E | |||
L1 | 12000 | 6 | 50 | 80 | 0,704 |
LA | 30000 | 2 | 25 | 50 | 0,708 |
L2 | 7500 | 9 | 60 | 110 | 0,777 |
LB | 17000 | 4 | 40 | 70 | 0,781 |
Stwierdzono, że krytyczne prędkości martenzytyczne elementów według wynalazku są nieco niższe od odpowiadających prędkości wlewków ze stali znanych ze stanu techniki, co oznacza, że ich hartowność została znacznie polepszona, podczas gdy w tym samym czasie ich spawalność pozostała niezmieniona.
Polepszenie hartowności umożliwia zatem wytwarzanie elementów o strukturze hartowanej w rdzeniu w mniej ostrych warunkach chłodzenia niż warunki znane ze stanu techniki, i/lub o większych grubościach maksymalnych.
Claims (11)
1. Stal spawalna na elementy konstrukcyjne, znamienna tym, że jej skład chemiczny wagowo zawiera:
0,10% < C < 0,22%
0,50% < Si < 1,50%
Al < 0,9%
0% < Mn < 3%
0% < Ni < 5%
0% < Cr < 4%
0% < Cu < 1%
0% < Mo +W/2 < 1,5%
0,0005% < B < 0,010%
N < 0,025%, ewentualnie co najmniej jeden pierwiastek wybrany spośród V, Nb, Ta, S i Ca o zawartościach mniejszych od 0,3%, i/lub spośród Ti i Zr o zawartościach mniejszych lub równych 0,5%, a resztę stanowi żelazo i zanieczyszczenia wynikające z wytapiania, przy czym zawartości glinu, boru, tytanu i azotu, wyrażone w tysięcznych częściach %, spełniają ponadto następującą zależność:
B>-xK + 0,5 (1) gdzie: K = Min (I*; J*)
I* = Max (0; I) i J* - Max (0; J)
I = Min (N; N - 0,29 (Ti - 5))
J = Min (N ;0,5^ N - 0,52 Al+^( - 0,52 Al )2 + 283 )j, a zawartości krzemu i glinu składu spełniają ponadto następujące warunki: jeśli C > 0,145 wtedy Si + Al < 0,95, zaś stal jest o strukturze bainitycznej, martenzytycznej lub martenzytyczno-bainitycznej i zawiera ponadto od 3% do 20% austenitu szczątkowego.
PL 209 397 B1
2. Stal według zastrz. 1, znamienna tym, że jej skład chemiczny spełnia ponadto następującą zależność:
1,1%Mn + 0,7%Ni+ 0,6%Cr + 1,5(%Mo + %W/2) > 1.
3. Stal według zastrz. 2, znamienna tym, że jej skład chemiczny spełnia ponadto następującą zależność:
1,1%Mn + 0,7%Ni + 0,6%Cr + 1,5(%Mo + %W/2) > 2.
4. Stal według zastrz. 2 albo 3, znamienna tym, że jej skład chemiczny spełnia ponadto następującą zależność:
%Cr + 3(%Mo + %W/2) > 1,8.
5. Stal według zastrz. 4, znamienna tym, że jej skład chemiczny spełnia ponadto następującą zależność:
%Cr + 3(%Mo + %W/2) > 2,0.
6. Sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej, określonej w zastrz. 1 do 5, znamienny tym, że:
- austenityzuje się element przez ogrzewanie do temperatury zawartej między Ac3 i 1000°C, a następnie chłodzi się go do temperatury niższej lub równej 200°C tak, że w rdzeniu elementu stalowego prędkość chłodzenia między temperaturą 800°C i 500°C jest wyższa lub równa krytycznej prędkości bainitycznej,
- ewentualnie przeprowadza się odpuszczanie w temperaturze niższej lub równej Ac1.
7. Sposób według zastrz. 6, znamienny tym, że w rdzeniu elementu konstrukcyjnego ze stali spawalnej prędkość chłodzenia między temperaturą 500°C i temperaturą niższą lub równą 200°C utrzymuje się między 0,07°C/s i 5°C/s.
8. Sposób według zastrz. 6 albo 7, znamienny tym, że po przeprowadzeniu chłodzenia do temperatury niższej lub równej 200°C prowadzi się odpuszczanie w temperaturze niższej od 300°C w czasie krótszym od 10 godzin.
9. Sposób według zastrz. 6 albo 7, znamienny tym, że po przeprowadzeniu chłodzenia do temperatury niższej lub równej 200°C nie przeprowadza się odpuszczania.
10. Sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej, określonej w zastrz. 1 do 5, której grubość zawarta jest między 3 mm i 150 mm, znamienny tym, że przeprowadza się hartowanie tej blachy, przy czym prędkość chłodzenia VR w jej rdzeniu, w temperaturze między 800°C i 500°C, oraz skład stali są takie, że:
1,1%Mn + 0,7%Ni + 0,6%Cr + 1,5(%Mo + %W/2) + log VR > 5,5.
11. Sposób według zastrz. 10, znamienny tym, że prędkość chłodzenia VR w rdzeniu blachy, w temperaturze między 800°C i 500°C, oraz skład stali są takie, że:
1,1%Mn + 0,7%Ni + 0,6%Cr + 1,5(%Mo + %W/2) + log VR > 6.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR0214422A FR2847273B1 (fr) | 2002-11-19 | 2002-11-19 | Piece d'acier de construction soudable et procede de fabrication |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
PL375529A1 PL375529A1 (pl) | 2005-11-28 |
PL209397B1 true PL209397B1 (pl) | 2011-08-31 |
Family
ID=32187693
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
PL375529A PL209397B1 (pl) | 2002-11-19 | 2003-11-13 | Stal spawalna na elementy konstrukcyjne, sposób obróbki cieplnej elementów konstrukcyjnych ze stali spawalnej oraz sposób obróbki cieplnej blachy ze stali spawalnej |
Country Status (22)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US7754031B2 (pl) |
EP (1) | EP1563110B1 (pl) |
JP (1) | JP4535879B2 (pl) |
KR (1) | KR101051934B1 (pl) |
CN (1) | CN100396810C (pl) |
AR (1) | AR042069A1 (pl) |
AT (1) | ATE368134T1 (pl) |
AU (1) | AU2003294049B2 (pl) |
BR (1) | BR0315696B1 (pl) |
CA (1) | CA2506353C (pl) |
DE (1) | DE60315182T2 (pl) |
DK (1) | DK1563110T3 (pl) |
ES (1) | ES2291728T3 (pl) |
FR (1) | FR2847273B1 (pl) |
PE (1) | PE20040485A1 (pl) |
PL (1) | PL209397B1 (pl) |
PT (1) | PT1563110E (pl) |
RU (1) | RU2321668C2 (pl) |
SI (1) | SI1563110T1 (pl) |
UA (1) | UA80010C2 (pl) |
WO (1) | WO2004048631A1 (pl) |
ZA (1) | ZA200504149B (pl) |
Families Citing this family (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2006133668A1 (de) * | 2005-06-16 | 2006-12-21 | Georgsmarienhütte Gmbh | Stahl für die herstellung von verschleissteilen für die baumaschinenindustrie |
EP1832667A1 (fr) | 2006-03-07 | 2007-09-12 | ARCELOR France | Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites |
ES2430839T3 (es) | 2006-09-29 | 2013-11-22 | Ezm Edelstahlzieherei Mark Gmbh | Acero de alta resistencia y usos de un acero de este tipo |
EP2103704B1 (de) * | 2008-03-10 | 2012-07-11 | Swiss Steel AG | Warmgewalztes Langprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung |
BRPI0901378A2 (pt) * | 2009-04-03 | 2010-12-21 | Villares Metals Sa | aço bainìtico para moldes |
FI20115702L (fi) * | 2011-07-01 | 2013-01-02 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs |
CN102400052B (zh) * | 2011-11-29 | 2013-05-15 | 宁波万冠精密铸造厂 | 窄淬透性齿轮钢的制备方法 |
CN104641006B (zh) * | 2012-05-25 | 2018-02-13 | 加里·M·科拉 | 含碳化物的铁基合金的微处理和微结构 |
CN103469102B (zh) * | 2013-09-30 | 2015-09-30 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种塔式起重机用钢hg785d及生产方法 |
CN104060177A (zh) * | 2014-07-01 | 2014-09-24 | 南通志邦新材料科技有限公司 | 一种高韧性弹簧钢 |
DE102014017274A1 (de) * | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl |
US11384415B2 (en) | 2015-11-16 | 2022-07-12 | Benteler Steel/Tube Gmbh | Steel alloy with high energy absorption capacity and tubular steel product |
PT3168312T (pt) * | 2015-11-16 | 2019-07-16 | Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel Gmbh & Co Kg | Aço estrutural de alta qualidade com estrutura bainítica, peça forjada e método para a produção de peça forjada |
SE543967C2 (en) * | 2020-02-11 | 2021-10-12 | Blykalla Reaktorer Stockholm Ab | A martensitic steel |
Family Cites Families (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4171233A (en) | 1978-05-22 | 1979-10-16 | Bethlehem Steel Corporation | Lens quality of die steel |
JPS58136716A (ja) * | 1982-01-28 | 1983-08-13 | Nippon Steel Corp | 加工用強高度低降伏比複合組織熱延鋼板の製造方法 |
JP2698374B2 (ja) * | 1988-05-26 | 1998-01-19 | 川崎製鉄株式会社 | 高張力pc鋼棒の製造方法 |
US4854976A (en) * | 1988-07-13 | 1989-08-08 | China Steel Corporation | Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet |
JPH0331443A (ja) * | 1989-06-29 | 1991-02-12 | Aichi Steel Works Ltd | 熱間鍛造用強靭非調質鋼 |
JPH04297548A (ja) * | 1991-03-27 | 1992-10-21 | Kobe Steel Ltd | 高強度高靭性非調質鋼とその製造方法 |
JP3003451B2 (ja) * | 1992-03-11 | 2000-01-31 | 日本鋼管株式会社 | 加工性および溶接性に優れた耐摩耗鋼 |
GB2297094B (en) * | 1995-01-20 | 1998-09-23 | British Steel Plc | Improvements in and relating to Carbide-Free Bainitic Steels |
FR2729974B1 (fr) * | 1995-01-31 | 1997-02-28 | Creusot Loire | Acier a haute ductilite, procede de fabrication et utilisation |
CA2278841C (en) * | 1997-01-29 | 2007-05-01 | Nippon Steel Corporation | High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for producing the same |
BE1011149A3 (fr) * | 1997-05-12 | 1999-05-04 | Cockerill Rech & Dev | Acier ductile a haute limite elastique et procede de fabrication de cet acier. |
US6159312A (en) * | 1997-12-19 | 2000-12-12 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness |
JP3749615B2 (ja) * | 1998-03-31 | 2006-03-01 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
FR2781506B1 (fr) * | 1998-07-21 | 2000-08-25 | Creusot Loire | Procede et acier pour la fabrication d'une enceinte chaudronnee travaillant en presence d'hydrogene sulfure |
JP2000355735A (ja) * | 1999-06-15 | 2000-12-26 | Nippon Steel Corp | 材質バラツキの小さい加工性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
JP3182141B2 (ja) * | 1999-12-22 | 2001-07-03 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性に優れた高強度高延性せん断補強筋用熱間圧延鋼材及びその製造方法 |
JP4306076B2 (ja) * | 2000-02-02 | 2009-07-29 | Jfeスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2002
- 2002-11-19 FR FR0214422A patent/FR2847273B1/fr not_active Expired - Lifetime
-
2003
- 2003-11-13 KR KR1020057009040A patent/KR101051934B1/ko active IP Right Grant
- 2003-11-13 AT AT03789465T patent/ATE368134T1/de active
- 2003-11-13 JP JP2004554597A patent/JP4535879B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 2003-11-13 ES ES03789465T patent/ES2291728T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2003-11-13 RU RU2005119207/02A patent/RU2321668C2/ru active
- 2003-11-13 UA UAA200505983A patent/UA80010C2/uk unknown
- 2003-11-13 CN CNB2003801036458A patent/CN100396810C/zh not_active Expired - Lifetime
- 2003-11-13 PL PL375529A patent/PL209397B1/pl unknown
- 2003-11-13 AU AU2003294049A patent/AU2003294049B2/en not_active Expired
- 2003-11-13 CA CA2506353A patent/CA2506353C/fr not_active Expired - Lifetime
- 2003-11-13 DK DK03789465T patent/DK1563110T3/da active
- 2003-11-13 SI SI200330933T patent/SI1563110T1/sl unknown
- 2003-11-13 DE DE60315182T patent/DE60315182T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2003-11-13 US US10/535,306 patent/US7754031B2/en active Active
- 2003-11-13 PT PT03789465T patent/PT1563110E/pt unknown
- 2003-11-13 EP EP03789465A patent/EP1563110B1/fr not_active Expired - Lifetime
- 2003-11-13 BR BRPI0315696-6B1A patent/BR0315696B1/pt active IP Right Grant
- 2003-11-13 WO PCT/FR2003/003361 patent/WO2004048631A1/fr active IP Right Grant
- 2003-11-18 PE PE2003001168A patent/PE20040485A1/es not_active Application Discontinuation
- 2003-11-18 AR ARP030104255A patent/AR042069A1/es not_active Application Discontinuation
-
2005
- 2005-05-23 ZA ZA2005/04149A patent/ZA200504149B/en unknown
Also Published As
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US11279994B2 (en) | Weldable component of structural steel and method of manufacture | |
RU2327802C2 (ru) | Способ изготовления листовой стали, обладающей абразивной стойкостью, и полученный лист | |
RU2326179C2 (ru) | Способ получения листа из износостойкой стали и полученный этим способом стальной лист | |
US5695576A (en) | High ductility steel, manufacturing process and use | |
US20060144483A1 (en) | Method for making an abrasion-resistant steel plate and plate obtained | |
KR100920536B1 (ko) | 용접성 및 가스 절단성이 우수한 고장력 내화강 및 그 제조방법 | |
KR20120070603A (ko) | 고인성 내마모강 및 그 제조 방법 | |
ZA200504149B (en) | Weldable steel building component and method for making same | |
JP7471417B2 (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法 | |
JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JPH0441616A (ja) | 低硬度で且つ耐摩耗性および曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼の製造方法 | |
CN112877591B (zh) | 一种高强韧五金工具及链条用钢及其制造方法 | |
CN1989265A (zh) | 焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢及其制造方法 | |
CN102021489A (zh) | 一种易焊接时效高强度钢及其热处理工艺 | |
CN109778070B (zh) | 一种钢板及其生产方法 | |
US20210140008A1 (en) | Method for producing a hot or cold strip and/or a flexibly rolled flat steel product made of a high-strength manganese steel and flat steel product produced by said method | |
JP3327065B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
KR100311791B1 (ko) | 용접부 인성이 우수한 인장강도 600㎫급 소입소려강 및 그 제조방법 | |
JPS6117885B2 (pl) | ||
WO2022070608A1 (ja) | 鋼板及び鋼板の製造方法 | |
KR100955222B1 (ko) | 용접성이 우수한 베이나이트 레일강 제조방법 | |
JPS62103347A (ja) | 板厚25ミリメートル以上の厚肉高靭性高張力鋼およびその製造法 | |
FI3783120T3 (fi) | Jousilanka, siitä muodostettu puristin ja menetelmä tällaisen jousilangan valmistamiseksi | |
Liu | Designing with Carbon-, Low-, and Medium-alloy Steels |