PL79948B1 - - Google Patents
Download PDFInfo
- Publication number
- PL79948B1 PL79948B1 PL13136069A PL13136069A PL79948B1 PL 79948 B1 PL79948 B1 PL 79948B1 PL 13136069 A PL13136069 A PL 13136069A PL 13136069 A PL13136069 A PL 13136069A PL 79948 B1 PL79948 B1 PL 79948B1
- Authority
- PL
- Poland
- Prior art keywords
- steel
- seconds
- content
- tensile strength
- csi
- 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
Description
Sposób otrzymywania stali o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie Przedmiotem Wynalazku jest sposób otrzymywa¬ nia Stali o wysokiej wytrzymalosci na Rozciaganie (przeznaczonej na konstrukcje spawane.Jak to widac z tabeli 1 zalaczonej do opisU, zna¬ ne stale o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie przeznaczone na konstrukcje spawane Otrzymuje sie przy zastosowaniu obróbki cieplnej polegajacej na hartowaniu i odpuszczaniu w celu zwiekszenia wytrzymalosci na rozciaganie i odpornosci na dzia¬ lanie karbu. Stale te maja po takiej obróbce struk¬ ture martenzytyczna odpuszczania.Dlatego tez stal o wysokiej wytrzymalosci pod¬ dana takiej obróbce cieplnej znanymi sposobami wykazuje wysoki stosunek granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie ale pózniej, po obcia¬ zeniu, jej odksztalcenie i energia zuzyta na zerwa¬ nie sa raczej niewielkie co powoduje mala odpor¬ nosc na spietrzenia naprezen w konstrukcji.Ponadto wspólczynnik bezpieczenstwa takich kon¬ strukcji musi ulegac zmianie odpowiednio do sto¬ sunku granicy plastycznosci do wytrzymalosci na "rozciaganie i jest koniecznym zapewnianie wyso¬ kiego wspólczynnika bezpieczenstwa odpowiednio do wzrostu wspomnianego stosunku.Stad lez gdy stosunek ten wzrasta, naprezenia dopuszczalne dla stali musza byc niskie a z dru¬ giej strony grubosc blach konstrukcji spawanej wzrasta. Ponadto taka stal o wysokiej wytrzyma- lesci na rozciaganie przy hartowaniu i odpuszcza¬ nia musi byc odpuszczana w wysokiej tempera- 2 turzej na ptzyklad ponad Gtft)0^ w celu zwieksze¬ nia jej odpornosci na dzialanie karbu* Ze wzgledu na takie zachowanie sie stali zawar¬ tosc skladników stopowych musi byc wysoka w ce- 5 lu uzyskania odpowiedniej wytrzymalosci. Tak wieG gdy wytrzymalosc stali sie zwieksza, równowaznik wejglowy (Qq = C + 1/24 Si + l/g Mn + 1/40 Ni 4- 1/5 Cr 4- 1/4 Mo 4- 1/14 V) wzrasta równiez.Dlatego tez, poniewaz w stalach tych wystepuje io znaczna sklonnosc strefy przejsciowej spawania do utwardzania, wrazliwosc tych stali na powstawanie pekniec w spoinie wzrasta i w zwiazku z tym tem¬ peratura wyzarzania w celu zapobiegniecia powsta¬ waniu tych pekniec musi byc wysoka, tak jak to 15 widac w tabeli 1.Ze wzgledu na wyzej wspomniane wady znanych stali celem wynalazku jest otrzymanie stali o wy¬ sokiej wytrzymalosci na rozciaganie odznaczajacej sie wysoka odpornoscia na dzialanie karbu i do- 20 bra spawamoscia oraz posiadajacej strukture baini- tyczna.Cel ten osiagnieto przez dobranie odpowiedniego skladu chemicznego stali oraz wlasciwego sposobu obróbki cieplnej. 25 Zostalo stwierdzone, ze stal taka powinna miec nastepujacy podstawowy sklad: 0,05—0,15°/o C, 0,05—0,6% Si, 0,1—1,4% Mn, 0,5^,5% Ni, 0,1— —1,4% Cr i 0,1—0,8% Mo, a ponadto powinna za¬ wierac Al i/lub Ti w ilosciach odpowiednio 0,01— so —0,09% i 0,001—0,15%, przy czym sumaryczna za- 79 948?9d4s wartosc Mn, Ni, Cr i Mo zostala okreslona w gra¬ nicach 1,6—4,2%, a reszte stanowi Fe i pewne trudne do usuniecia zanieczyszczenia.Stal o powyzszym skladzie, zgodnie ze sposo¬ bem wedlug wynalazku poddaje sie obróbce ciepl¬ nej polegajacej na podgrzaniu powyzej tempera¬ tury przemiany A3 a nastepnie, w przypadku gdy sumaryczna zawartosc Mn, Ni, Cr i Mo wynosi od 1,6 do 3,2%, chlodzeniu od temperatury 800°C do 500°C w ciagu 2^1 do 54 sekund i dalej od 500°C do 200°C w czasie dluzszym niz 15 sekund, w przyipad- ku sumarycznej zawartosci Mn, Ni, Cr i Mo od 3,2— —3,8% chlodzeniu od 800°C do 500°C przez 2,3 do 70 sekund i dalej od 50O°C do 2O0°C w czasie dluz¬ szym niz 20 sekund i wreszcie w przypadku suma¬ rycznej zawartosci Mn, Ni, Cr i Mo od 3,8 do 4,2% chlodzenia od 800°C do 500°C przez 2,4 do 80 se¬ kund i dalej od 50O°C do 200°C w czasie dluzszym niz 24 seikundy otrzymujac w ten sposób stal o wy¬ sokiej wytrzymalosci na rozciaganie nadajaca sie na konstrukcje spawane i posiadajaca strukture bainityczna.Dobór skladu chemicznego stali oraz obróbka cieplna stali sposobem wedlug wynalazku zostana objasnione bardziej szczególowo ponizej w powola¬ niu sie na zalaczony rysunek, na którym fig. 1 przedstawia wykres ilustrujacy zaleznosc pomie¬ dzy zawartoscia Ni a udarnoscia stali okreslona metoda Charpy'ego na próbce z karbem trójkat¬ nym i wyrazona w ilosci energii zuzytej na zla¬ manie próbki, fig. 2 — wykres ilustrujacy zalez¬ nosc pomiedzy zawartoscia sumaryczna Mn, Ni, Cr i Mo a granica plastycznosci i wytrzymaloscia na rozciaganie stali otrzymanej sposobem wedlug wy¬ nalazku, fig. 3 — wykres ilustrujacy zawartosc V w stali otrzymanej sposobem wedlug wynalazku a granica plastycznosci i wytrzymaloscia na roz¬ ciaganie tej stali, fig. 4 — wykres ilustrujacy za¬ leznosc pomiedzy zawartoscia V w stali a jej udar¬ noscia okreslona metoda Charpy'ego na próbce z karbem trójkatnym i wyrazona iloscia energii zu¬ zytej na zlamanie próbki, fig. 5 — wykres prze¬ mian izotermicznych przy obróbce cieplnej stali sposobem wedlug wynalazku, fig. 6 — wykres ilu¬ strujacy zaleznosc pomiedzy sumaryczna zawarto¬ scia Mn, Ni, Cr i Mo w stali i czasem chlodzenia, fig. 7 — wykres przedstawiajacy zaleznosc pomie¬ dzy wartoscia równowaznika weglowego a wlasno¬ sciami mechanicznymi, fig. 8 i 9 fotografie mikro¬ struktur stali otrzymanej sposobem wedlug wyna¬ lazku.Przede wszystkim wazny jest sklad stali podda¬ wanej obróbce cieplnej wedlug wynalazku. Stal ta zawiera przede wszystkim 0,05—0,15% C, 0,05—0,6% Si, 0,1—1,4% Mn, 0,5^,5% Ni, 0,1—1,4% Cr i 0,1— —0,8% Mo jak równiez Al i/lub Ti w ilosci odpo¬ wiednio 0,01—0,09% Al i 0,001—0,15% Ti oraz, jesli potrzeba, dodatek jednego lub dwóch sposród na¬ stepujacych pierwiastków w wymienionych ilo¬ sciach: V ponizej 0,12%, Nb ponizej 0,04% i B po¬ nizej 0,005%.Gdy zawartosc C jest wieksza niz 0,15% strefa pozostajaca pod wplywem ciepla spawania moze ulec w znacznym stopniu utwardzeniu, moga po-r wstawac pekniecia w spoinie i po obróbce cieplnej 30 powstaje struktura marterizytyczna. Z tych tez wzgledów zawartosc wegla okreslono ponizej 0,15%.Natomiast ze wzgledu na zapewnienie wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie zawartosc C wynosic 5 winna powyzej 0,05%. Gdy zawartosc Si siega po¬ wyzej 0,6% pogarsza sie spawalnosc stali podczas gdy zawartosc ponad 0,05% musi wystepowac ze wzgledu na sam proces wytwarzania stali. Z tych tez wzgledów przyjeto zawartosc Si w granicach 10 0,05—0,6%.Mn podobnie jak C stanowi skuteczny dodatek stopowy zwiekszajacy wytrzymalosc stali na roz¬ ciaganie jednakze gdy zawartosc tego pierwiastka wzrasta to podobnie jak w przypadku wegla po- 15 garsza sie spawalnosc stali. Tak wiec zawartosc Mn przyjeto powyzej 0,1% ze wzgledu na wytrzy¬ malosc na rozciaganie i jednoczesnie ponizej 1,4% ze wzgledu na spawalnosc i koniecznosc zapobie¬ gniecia powstawaniu struktury martenzytycznej po 20 obróbce cieplnej.Poniewaz Ni jest znany jako dodatek wplywajacy na poprawe odpornosci na dzialanie karbu okre¬ slono skuteczna zawartosc równiez i tego pierwia¬ stka. 25 Mianowicie na fig. 1 pokazano wykres ilustruja¬ cy wplyw zawartosci Ni na odpornosc stali na dzialanie karbu.Na wykresie tym odcieta wskazuje zawartosc Ni w %, a rzedna ilosc energii w kGm zuzytej na zla¬ manie próbki z karbem o ksztalcie litery „V" przy próbie udarnosci na mlocie Charpy'ego. Jak wy¬ nika z tej zaleznosci dodatek Ni powyzej 0,5% dziala skutecznie na polepszenie odpornosci na dzialanie karbu ale przy zawartosci tego pierwia- 3 stka powyzej 4,5% to korzystne dzialanie ustaje.Dlatego tez zawartosc Ni okreslono w granicach 0,5—4,5%.Dla uzyskania struktury bainityicznej oraz zwiek¬ szenia wytrzymalosci na rozciaganie wymagana jest zawartosc Cr powyzej 0,1% ale zawartosc te¬ go pierwiastka w ilosci powyzej 1,4% moze spo¬ wodowac pogorszenie sie spawalnosci stali i jed¬ noczesne mozna sie spodziewac, ze przy obróbce cieplnej sposobem wedlug wynalazku stali o takiej zawartosci Cr równiez nie nastapi wzrost wytrzy¬ malosci na rozciaganie. Dlatego tez zawartosc Cr okreslono w granicach 0,1—1,4%.Podobnie zawartosc Mo powinna wynosic ponad 50 0,10% w celu wytworzenia struktury bainitycznej i podwyzszenia wytrzymalosci stali na rozciaga¬ nie ale ponad 0,8% tego pierwiastka moze spo¬ wodowac utwardzenie strefy objetej dzialaniem ciepla spawania i pogorszenie spawalnosci a jedno- 55 czesnie, podobnie jak w przypadku Cr, nie nalezy sie spodziewac wzrostu wytrzymalosci stosujac obróbke cieplna sposobem wedlug wynalazku. Za¬ tem zawartosc Mo zostala ustalona w granicach 0,1—0,8%. 60 Odnosnie fig. 2 ilustrujacej wplyw skladu che¬ micznego typowej stali otrzymanej sposobem we¬ dlug wynalazku na wytrzymalosc tej stali to przed¬ stawia ona wykres, na którym os odcietych wska¬ zuje procentowa zawartosc sumaryczna Mn, Ni, Cr 65 i Mo jako wskaznik skladu chemicznego a os rzed- 40 4579948 6 nych granice plastycznosci oraz wytrzymalosc na rozciaganie.Jak to wynika z tej zaleznosci dla uzyskania stali o wytrzymalosciach ponad 70 kG/mm2 ponad 80 kG/mm2, ponad 90 kG/mm2 i ponad 100 kG/mm2 sumaryczna zawartosc Mn, Ni, Cr i Mo winna wynosic odpowiednio ponad 1,6%, ponad 2%, po¬ nad 3,8% oraz ponad 4,2%.Wymagana'zawartosc Al ze wzgledu na odtleiiie- nie i otrzymanie drobnoziarnistej struktury przy wytwarzaniu stali powinna wynosic 0,01—0,09% przy czym zawartosc Al powyzej 0,09% po¬ woduje obnizenie odpornosci na dzialanie karbu w przeciwienstwie do jego pierwotnego przeznacze¬ nia a natomiast zawartosc tego pierwiastka po¬ nizej 0,0,1% jest za mala dla spelnienia przez ten dodatek jego podstawowego zadania.Równiez mozliwe jest uzyskanie wystarczajace¬ go odtlenienia i struktury drobnoziarnistej przez zastosowanie Ti dzialajacego prawie tak samo jak Al. W tym przypadku zawartosc Ti utrzymuje sie najkorzystniej w granicach 0,001—0,15%. Mozna takze dopuscic laczne uzycie obu pierwiastków Al i Ti.Chociaz V jest skutecznym dodatkiem podwyz¬ szajacym wytrzymalosc na rozciaganie to jednak zbyt wysoka jego zawartosc moze spowodowac ob¬ nizenie odpornosci stali na dzialanie karbu.Na wykresie przedstawionym na fig. 3 os od¬ cietych wskazuje zawartosc V w % a os rzednych granice plastycznosci i wytrzymalosc na rozciaga¬ nie, przy czym jak widac z wykresu granica pla¬ stycznosci i wytrzymalosc na rozciaganie wzrasta¬ ja wraz ze zwiekszeniem dodatku V.Na fig. 4 przedstawiono zaleznosc pomiedzy za¬ wartoscia V i odpornoscia na dzialanie karbu, przy czym na osi odcietych wykresu odlozono zawar¬ tosc V w % a na osi rzednych energie w kGm zu¬ zyta na zlamanie próbki z karbem w ksztalcie li¬ tery „V" przy próbie udarnosci na mlocie Char- py'ego. Z zaleznosci tej wynika, ze zawartosc V ponizej 0,12% nie powoduje obnizenia odpornosci na dzialanie karbu. Z tej tez przyczyny zawar¬ tosc V w ilosci 0,12% uznano jako wystarczajaca do wyzej wspomnianego celu.Podobnie pierwiastki Nb i B dzialaja skutecz¬ nie na wzrost wytrzymalosci na rozciaganie ale zbyt duza ich zawartosc moze prowadzic do ob¬ nizenia odpornosci na dzialanie karbu i dlatego zawartosc Nb ponizej 0,4% a B ponizej 0,005% okreslono jako odpowiednie granice zabezpiecza¬ jace przed znaczniejszym obnizeniem odpornosci na dzialanie karbu. Ponadto oczywistym jest, ze w skladzie chemicznym stali stosowanej w sposobie' wedlug wynalazku wystepuja równiez pewne nie dajace sie uniknac zanieczyszczenia.Ponizej sa opisane szczególowo warunki obrób¬ ki cieplnej wystepujace w sposobie wedlug wyna¬ lazku.Na fig. 5 przedstawiono wykres przemian pod¬ czas ciaglego chlodzenia od 900°C stali o skladzie C — 0,11%, Si — 0,20%, Mn — 0,28%, Ni — 2,51%, Cr — 1,12%, Mo — 0,28% i Al — 0,025%. Na wy¬ kresie przedstawionym na fig. 5 os odcietych wskazuje czas chlodzenia w sekundach, w podzial- ce logarytmicznej, od temperatury 800°C, a os rzed¬ nych temperature w °C, w podzialce równomier¬ nej. Odnosnie zakresów przemiany stali to przez A oznaczono zakres austenitu, F zakres poczatko- 5 wego ferrytu, B zakres przemiany bainitycznej i przez M zakres przemiany martenzytycznej, zas linia a — b — c oznaczono poczatek przemiany martenzytu, linia d — e punkt zblizony do konca przemiany martenzytycznej, a linia e — f punkty 10 zblizone do konca przemiany bainitycznej.Krzywa chlodzenia 1 jest krytyczna krzywa chlodzenia dla przemiany poczatkowego ferrytu, krzywa 2 ]est krytyczna krzywa chlodzenia dla przemiany bainitycznej, a krzywa 3 krzywa kry- 15 tyczna chlodzenia dla przemiany martenzytycz- nej. .Z tego wykresu przemian widac wyraznie, ze poczatkowy ferryt powstaje przy chlodzeniu wol¬ niejszym niz to wskazuje krzywa 1, i wtedy wy- 20 trzymalosc na rozciaganie i odpornosc na dziala¬ nie karbu obnizaja sie, wszelkie struktury ulega¬ ja przemianie na martenzyt przy chlodzeniu szyb¬ szym niz to wskazuje krzywa chlodzenia 3, a wte¬ dy uzyskuje sie wysoka wytrzymalosc na rozcia- 25 ganie ale znacznie obniza sie odpornosc na dzia¬ lanie karbu. Struktura mieszana bainityczno-mar- tenzytyczna powstaje przy szybkosci chlodzenia za¬ wartej miedzy krzywymi 2 i 3 ale ze wzgledu na domieszke martenzytu nie wystepuje wzrost od- 20 pornosci na dzialanie karbu.Tak wiec, w celu uzyskania jednoczesnie zada¬ walajacej wytrzymalosci na rozciaganie i odpornosc na dzialanie karbu, najwazniejszym jest utworze¬ nie struktury bainitycznej i w tym celu stal po- 35 winna byc chlodzona w zakresie krzywych chlo¬ dzenia 1 i 3 do temeratury 500°C zblizonej do tem¬ peratury poczatku przemiany martenzytycznej.Mianowicie pozadane jest aby czas chlodzenia od 800°C do 500°C wynosil od S3 do Si sekund 40 jak to pokazano na wykresie. Warunki chlodzenia w zakresie ponizej 500°C sa jak wiadomo najwaz¬ niejsze w odniesieniu do przemiany martenzytycz- nej. Zostalo stwierdzone, ze poczynajac od krzy¬ wej chlodzenia 2, gdzie nastepuje przemiana in- 43 nych struktur na bainit, czas chlodzenia od 500°C do 200°C powinien wynosic S2 sekund, a wiec przy chlodzeniu w tym zakresie temperatur przez czas dluzszy niz S2 sekund w ogóle nie powsta¬ nie struktura martenzytyczna. 50 Ze wzgledu na wyzej wspomniane warunki czas chlodzenia od 800°C do 500°C powinien sie mie¬ scic w granicach pomiedzy S3 i Si sekund, a na¬ stepnie czas chlodzenia od 500°C do 200°C powi¬ nien byc dluzszy niz S2 sekund aby nastapilo cal- 55 kowite przeksztalcenie struktury na bainit.Dane odnosnie krytycznego czasu chlodzenia sa zwiazane ze skladem chemicznym stali i z tego wzgledu w tabeli 2 podano czasy Si, S2 i S3 i skla¬ dy chemiczne dla róznych stali stosowanych w 60 sposobie wedlug wynalazku tak jak to wynika z wykresu przemian przy ciaglym chlodzeniu. Na fig. 6 przedstawiono zaleznosc pomiedzy skladem chemicznym stali a czasami Si, S2 i S3 jej chlo¬ dzenia przy czym na osi odcietych odlozono su- 65 maryczna zawartosc Mn, Ni, Cr*i Mo jako wskaz-7 79948 * nik skladu chemicznego, a na osi rzednych w po- dzialce logarytmicznej czasy chlodzenia Si, S2 i S3.Z wykresu zaleznosci pomiedzy procentowa za¬ wartoscia sumaryczna Mn, Ni, Cr i Mo a wytrzy¬ maloscia stali na rozciaganie, pokazanego na fig. 2, mozna okreslic warunki chlodzenia dla poszcze¬ gólnych zakresów zawartosci Mn + Ni + Cr + Mo konieczne dla uzyskania struktury bainityeznej.Mianowicie w przypadku sumarycznej zawarto¬ sci Mn, Ni, Cr i Mo w granicach od 1,6 do 3,2*/o czas chlodzenia od 800°C do 500°C bedzie wynosil 2,1 do 54 sekundy a czas dalszego chlodzenia od 50G°C do 200°C powyzej 15 sekund.W przypadku sumarycznej zawartosci Mn, Ni, Cr i Mo w granicach od 3,2 do 3,8% czas chlodze¬ nia od 800°C do 500°C bedzie wynosil 2,3 do 70 sekund a czas dalszego chlodzenia od 5G0°C do 200°C ponad 20 sekund.Wreszcie w przypadku gdy zawartosc sumarycz¬ na Mn, Ni, Cr i Mo bedzie wynosila 3,8—4,2*/o czasy chlodzenia beda wynosily odpowiednio przy chlodzeniu od 8009C do 500°C—2,4 do 80 sekund a od 500°C do 200°C ponad 24 sekundy." Tak wiec poprzez obróbke cieplna stali sposo¬ bem wedlug wynalazku mozliwe jest uzyskanie drobnoziarnistej struktury bainityeznej tej stali i zapewnienie jej przez to wystarczajacej wytrzy¬ malosci na rozciaganie i odpornosci na dzialanie kaFbu.Gdy konieczna jest wyzsza odpornosc na dziala¬ nie karbu to moze byc ona osiagnieta przez od* puszczenie stali w temperaturze ponizej tempera¬ tury przemiany Ai. Tak wiec w razie potrzeby mozna zastosowac operacje odpuszczania.Ponizej objasnione beda szczególowo niektóre przyklady zastosowania sposobu wedlug wynalaz¬ ku.Mianowicie w tabeli 3 przedstawiono sklady che^ mipzne, warunki obróbki cieplnej oraz wlasnosci mechaniczne róznych stali obrabianych cieplnie sposobem wedlug wynalazku. Przykladowe stale podane w tabeli 3 poddano obróbce cieplnej we¬ dlug wynalazku ale nie poddawano ich odpuszcza¬ niu w celu wyraznego wykazania, £e dzieki takiej obróbce mozna uzyskac zarówno wysoka wytrzy¬ malosc na rozciaganie jak tez i duza odpornosc na dzialanie karbu.Dla porównania w tabeli 4 podano kilka przy¬ kladów, w których stale chlodzono zgodnie z wa¬ runkami okreslonymi w sposobie wedlug wyna¬ lazku, a nastepnie poddano odpuszczaniu.Z przykladów tych wynika wyraznie, ze odpor¬ nosc na dzialanie karbu moze byc znacznie pod¬ wyzszona przez odpuszczanie, a ponadto mozliwe jest poprawienie samej odpornosci na dzialanie karbu bez obnizania wytrzymalosci na rozciaga¬ nie, zaleznie od dobranej temperatury odpuszcza?- nia.Na fig. 7 przedstawiono wykres ilustrujacy za¬ leznosc pomiedzy równowaznikiem weglowym Ceq' a granica plastycznosci, wytrzymaloscia na rozcia¬ ganie i stosunkiem granicy plastycznosci do wy¬ trzymalosci na rozciaganie przedstawiajac jedno¬ czesnie te trzy zaleznosci dla porównania ze stala o wysokiej wytrzymalosci na rozciaganie otrzy¬ mana znanym sposobem.Krzywa 1 na tym wykresie odnosi sie do grani¬ cy plastycznosci stali otrzymanej sposobem we- b dlug wynalazku, krzywa 2 do wytrzymalosci na rozciaganie tej samej stali, a krzywa 3 do stosun¬ ku granicy plastycznosci do wytrzymalosci na roz¬ ciaganie tejze samej stali, podczas gdy krzywa 1' dotyczy granicy plastycznosci stali otrzymanej kon¬ wencjonalnym sposobem, krzywa 2' wytrzymalo¬ sci tejze stali na rozciaganie, zas krzywa 3' sto¬ sunku granicy plastycznosci do wytrzymalosci na rozciaganie tej samej stali.Jak z tych zaleznosci jasno wynika, nawet przy jednakowym równowazniku weglowym Ceq, gra¬ nica plastycznosci i wytrzymalosci na rozciaganie stali otrzymanej sposobem wedlug wynalazku sa wyzsze, a stosunek granicy plastycznosci do wy¬ trzymalosci na rozciaganie tej stali jest nizszy w porównaniu do tych samych wlasciwosci stali otrzy- wanej konwencjonalnie.Stad tez latwo zauwazyc, ze równowaznik we¬ glowy Ceq stali otrzymanej sposobem wedlug wy¬ nalazku moze byc nizszy niz taki sam równowaz¬ nik stali otrzymanej konwencjonalnym sposobem dla takich samych wytrzymalosci na rozciaganie obu stali.Innymi slowy przy takiej samej wytrzymalosci na rozciaganie strefa wplywu ciepla spawania w stali otrzymanej sposobem wedlug wynalazku utwardzi sie w mniejszym stopniu a jej wrazli¬ wosc na tworzenie sie pekniec w spoinie bedzie równiez mniejsza niz w stali otrzymanej konwen¬ cjonalnie, wykazujac przez to lepsza spawalnosc niz ta ostatnia.Ponadto stosunek granicy plastycznosci do wy¬ trzymalosci na rozciaganie w stali otrzymanej spo¬ sobem wedlug wynalazku nizszy niz w stalach konwencjonalnych stwarza mosUwosc, ze stal ta jest bardziej bezpieczna odnosnie odpornosci na spietrzenia naprezen niz stale wytwarzane w spo¬ sób konwencjonalny, a zatem przy projektowaniu mozna stosowac mniejszy wspólczynnik bezpieczen¬ stwa i przyjmowac wyzsze naprezenia dopuszczal¬ ne.Na fig. 8 i 9 pokazano przykladowo mikrostruk¬ tury stali nr 8 i nr 18 z tabeli 3, w powieksze¬ niu X 500. Jak to wyraznie widac na tych mi¬ krostrukturach stal otrzymana sposobem wedlug wynalazku posiada drobnoziarnista strukture baini- tyczna.W tabeli 5 pokazano maksymalna twardosc stre¬ fy objetej dzialaniem ciepla spawania dla stali nr 18 z tabeli 3, majacej wytrzymalosc na rozciaga¬ nie rzedu 100 kG/mm2 oraz procentowa ilosc.pek¬ niec w grani spoiny wykazana w próbie sklon¬ nosci do pekania w próbce usztywnionej.* Jak to wyraznie wynika z powyzszej tabeli, sklonnosci do utwardzania strefy znajdujacej sie pod wplywem ciepla spawania dla stali o tak wy¬ sokiej wytrzymalosci na rozciaganie rzedu 100 kG/mm2 sa raczej niewielkie i stwierdzono, ze jest mozliwosc calkowitego zapobiegniecia peknie¬ ciom w spoinie wynikajacym z operacji spawania 15 20 25 30 35 40 45 50 55 6079948 10 przez podgrzanie do temperatury 75°C przy zwy¬ klej metodzie spawania lukiem krytym.Tak wiec jak wynika z porównania ze stala otrzymana sposobem konwencjonalnym majaca wytrzymalosc na rozciaganie rzedu 100 kG/mm2 (tabela 1), stal o takiej samej wytrzymalosci otrzy¬ mana sposobem wedlug wynalazku wykazuje zna¬ cznie lepsza spawalnosc.Krótko mówiac, przez obalenie powszechnego przekonania, ze trudnym jest otrzymac stal o wy¬ sokiej wytrzymalosci na rozciaganie w szerokim zakresie wytrzymalosci ze wzgledu na domniema¬ na niska odpornosc struktury bainitycznej na dzialanie karbu, nalezy uznac niniejszy wynala¬ zek za bardzo pozyteczny, poniewaz dzieki niemu mozna uzyskac stal o strukturze bainitycznej i wy¬ sokiej wytrzymalosci na rozciaganie odznaczajaca sie duza odpornoscia na dzialanie karbu i mala wrazliwoscia na tworzenie sie pekniec w spoinie.Ponadto nie trzeba dodawac, ze stal o wyso¬ kiej wytrzymalosci na rozciaganie otrzymana* spo¬ sobem wedlug wynalazku moze byc zastosowana przy wytwarzaniu plyt stalowych oraz wyrobów kutych, odlewów staliwnych, profili stalowych, rur, stali pretowej i drutu. PL PL
Claims (4)
1. Zastrzezenia patentowe 1. Sposób otrzymywania stali o wysokiej wytrzy¬ malosci na rozciaganie przeznaczonej na konstruk¬ cje spawane, znamienny tym, ze stal zawierajaca 0,05—0,15% G, 0,05—0,6% Si, 0,1—1,4% Mn, 0,5— —4,5% Ni, 0,1—1,4% Cr i 0,1—0,8% Mo, a ponad- 5 to Al i/lub Ti w ilosci Al 0,01—0,09% i Ti 0,001— —Óyl5%, przy czym sumaryczna zawartosc Mn, Ni, Cr i Mo wynosi 1,6—4,2% a reszte stanowi Fe i pewne trudne dó usuniecia zanieczyszczenia, po podgrzaniu do temperatury powyzej przemiany A3 10 chlodzi sie, w przypadku gdy sumaryczna zawar¬ tosc Mn, Cr, Ni i Mo wynosi 1,6—3,2%, od tem¬ peratury 800°C do 500<°C w czasie 2,1—54 sekund a nastepnie dalej od 500°C do 200°C w czasie dluz¬ szym niz 15 sekund, gdy zawartosc tych pierwiast- 15 ków wynosi od 3,2—3,8% od 800°C do 500°C w cza¬ sie 2,3—70 sekund, a nastepnie od 500°C do 200°C w czasie dluzszym niz 20 sekund, zas gdy zawar¬ tosc tych pierwiastków wynosi 3,8—4,2% od 800°C do 500°C w czasie 2,4—80 sekund, a nastepnie od 20 500°C do 200°C w czasie ponad 24 sekundy, otrzy¬ mujac w ten sposób drobnoziarnista strukture bai- nityczna.
2. Sposób wedlug zastrz. 1, znamienny tym, ze stosuje sie stal zawierajaca ponadto jeden lub 25 wiecej niz ^wa sposród nastepujacych dodatków V, Nb i B w ilosciach V ponizej 0,12%, Nb poni¬ zej 0,04% i B ponizej 0,0005%.
3. Sposób wedlug zastrz. 1 i 2, znamienny tym, ze stal poddaje sie odpuszczaniu.11 79948 12 Temper, wyza¬ rzania dla zabez¬ piecze¬ nia przed pekaniem spoiny Energia zuzyta przy próbie Char- py'ego (kGm) Prze- we- ze¬ nie Wy¬ dlu¬ ze - nie (°/o) \ l i. ' o * ' i .2 ?? *T Gra¬ nica plas¬ tycz¬ nosci (kG/ mm2) CU o 3 o S W & s s u Obrób¬ ka ciepl¬ na Ro¬ dzaj | stali 100 O O Tf ° ^ 1—1 co" co CM co" i—i Lo" co co^ co" LA o" co cv o" lO co o cT o 1—1 o" o cT co o" LO 1—1 .o" i- ° co o LO O O 05 co" cp LO 8 ccT o co" CD o" co o" co co^ czT co o" co o" o 1—1 o" o o" co^ o" co l—i cT ° I- o LO o o o T LO^ co" co LO co" co 8 co" L 1—1 LO^ o" LO ó" o o" 1—1 LO^ o" i-T co o o" LO cT 00^ o" <* co^ o" co o" i o co H 250 o o ^ 1 *** CO 1 LO" co LO^ o" CNI co^ o y-i co" Oi o" LO cT LO °- o" co 1 LO^ cT o" CM i-T o 1—1 °- o" LO T—1 o" co cT o" co 1—1 o" 1 ° o I-i13 79948 14 ¦—i co 3? TH M Ul V — w Mn + Ni + Cr + Mo S »—• < PQ ^ * o § U £ w & s o Nr ! stali 00 CD CSI 00 CS] O o" co o o co^ o" 00 o" o" CD CSI O- o" co °°~ o" 00 o" CSI o" ^ lo^ csi^ co" CS| CD lO CS]^ CS] 00 CS] o o" lO o o co o" 1—I co^ o" o" o" csi co p" CD o" CS] ©" lO co CD 05 csf LO o" CD ©^ o" o" LO co^ ©" CS] co^ o" CD ©" 00 T—1 o" csj 1—1 °~ ©" CD CD o" CS] T—( o" CD °V CD" CO CD 00 CS]^ 1 Csf LO CS] l—i ©^ o" ©^ o* co co^ ©" co^ o" o" 00 ©^ o" CS] l—i °- o" o" Oi l—i ©" co ©" °°- 00 co" ¦^ o co | csT CD °~ ©" ©" <*< CS] o ©^ o" CN o" co~ o" LO co^ ©" LO o" co ©^ ©" CS] CS] o" csj^ ©" 1—1 lO l-H T—1 CD l—( [ lO co" co °- o" a o LO o" CD^ co 1 1—1 o" o" co o" o" ° co csf CS] o 1—1 1—1 co" 00 ° o" CD co ©^ o" LO lO^ o" Th" LO csj °« ©" ©^ o" CD o" o" CD o" l—1 »—1 co^ LO" 00 CS] 05 LO CSJ °- o" 00 o" csj l—i LO^ csf CD ©^ o" CS] °~ o" 00 o" © CSI^ o" o" co 1—115 79948 16 Energia 1 zuzyta przy próbie Char- py'ego (kGm) | Prze- we- ze- nie £ 3 N '3 - Wytrzy¬ malosc na roz¬ ciaga¬ nie (kG/ mm2) Grani¬ ca plas¬ tycz¬ nosci (kG/ mm2) ^2' (U •i-H i-H « o s *H O s w Ph a 55 O Znak stali 11,8 68,0 32,3 73,4 i—i co 21,6 1 31,5 73,2 62,3 15,2 1 31,5 77,9 58,3 9,3 65,2 18,0 i—i eo" 62,7 00 O ' Cl Cl Cl 1 CO CO ; lO CO i ^ . CO i-H CO Cl o o o o Oi Oi i 0,46 0,015 0,34 0,41 0,77 0,018 0,012 0,91 0,37 i-H i—1 cT i-H 0,45 0,028 0,17 0,20 0,52 0,002 0,017 1,30 82*0 0,13 Cl i-H 006 0,47 0,048 0,19 0,24 0,53 0,018 0,012 1,27 92*0 0,14 co i-H Cl 900 0,43 0,028 0,018 0,37 0,28 i-H 00^ cT 0,016 0,012 0,83 0,18 Cl i—i cT Tjl 9,6 9*2.9 19,5 71,0 59,9 257 lO Cl 900 0,44 820*0 0,015 0,31 0,31 0,70 0,017 0,012 0,93 0,16 0,12 lO 9,6 65,2 18,0 78,6 68,3 128 00 l-H 900 0,44 0,015 0,018 0,11 0,35 0,32 0,66 8X0*0 0,012 0,86 0,16 0,12 CO 15,0 69,7 15,5 78,2 67,3 Cl Oi lO co 900 0,40 0,018 0,44 0,44 2,32 0,011 0,010 0,39 0,21 0,07 fr- 14,7 70,8 i" i-H 77,3 63,9 i—i co i-H Cl 900 i-H cT 0,029 0,48 0,49 1,59 0,012 0,011 0,42 0,26 0,07 00 t" 73,9 17,0 74,4 61,9 257 00 900 0,40 6X0*0 0,51 0,54 1,08 0,011 0,010 0,42 0,26 0,06 o 14,1 69,7 15,5 79,4 67,0 282 00 Cl 900 0,44 0,035 0,46 0,65 1,61 0,013 0,011 0,43 0,27 0,07 o .12,1 | 63,9 14,0 93,4 i-H 00 880 Cl co 900 09*0 0,015 0,55 1,34 1,45 0,012 600*0 0,56 0,14 0,06 i-H 14,7 69,7 14,0 92,9 8*08 780 CD Cl 900 0,58 0,024 0,44 1,33 0,009 0,008 99*0 0,18 0,06 Cl 13,6 66,4 15,0 94,5 81,1 o i-H Oi Cl co 900 2.9*0 0,023 0,44 i-H 2,00 0,006 0,008 0,45 0,31 2.0*0 co 12,4 68,6 15,0 72,9 65,6 460 Oi 900 13,6 68,6 17,0 79,0 69,6 481 lO 006 0,46 0,64 0,025 0,011 0,04 0,33 0,37 0,71 0,018 0,012 2.8*0 Oi i-H cT 0,13 ¦* 0,016 0,017 0,0040 0,12 0,37 0,35 0,75 0,018 0,012 0,92 0,20 i-H i-H cT 1A co" 66,4 14,0 108,9 96,1 252 8 006 0,43 0,013 0,0024 0,02 0,035 0,22 0,63 4,02 6X0*0 0,008 0,54 0,18 0,09 co 6,6 1 29,3 104,3 85,4 322 Cl 900 0,55 0,015 0,064 0,45 09*0 0,84 0,006 0,002 1,00 0,30 0,13 c» 13,6 67,3 19,5 102,3 8*98 980 lO co 006 0,47 0,025 0.28 2X*X 2,51 0,006 0,002 82*0 0,20 0,11 co ¦ P a o Cl 1 o ¦O lO T3 O cd d ¦8 & O w cd N u o •i-i O a t o u cd 3 o Cu ^o *w O fci) 3 Q CO "^ ._, •r^ O cd N fc • rH (H 0) w 3 m 2 3 cd u <3) 0* g 0) +J 1 1 O o o o lO 1 T\ u o o c3 00 T3 O cd • i-H G N T3 5 & U W cd N En O79948 17 18 n o ^ <= P-\ lo cd .2 cd o i o ^ ^ .N -S «* fi fi a ^ ^ p ° £ S ^ p O p ^ cd ^ fi ^ Ph £ W 5 O T3 *fi ^ 2 o 8 | I j£ c fi •£ ^ cd i s S'3 a fi -^ o cd w ^ h cd o ¦ ft fi ^ a 2 S .£3 ^ c +j a cd o O Cd T3 N w h n o y n ° U *H O) Ph fi a Ul N "w co Ci o" O o T3 O O o lO T5 O cd fi CU N TJ O .fi f) W lO ._, £3 -O a cd o *H cd a o u kO •t/J o bJO O Q o cd N *a CU fi cd cd ?H fi (Tt U (]) ft UI91 U o o o LO o •a O o o 00 T3 O cd fi U N T3 O £3 H O LO cd O ,Q cd En .3 -a fi O) cd n N *-" jh a tuo _ T3 Cd "fi p'S S a o cd jjSju ^ o .^ o 1=5 ¦£ fi Jh O 0/ (p ,D ft a cd a N r9 (8 H3 1 ó S »-¦ -2 p -o ^ ?H — a cd cd "3 C „ cd ,n cu -arz nie ion •£¦ x fi 5z 'n h ^ w 3 ,5 3 cd Jh cd empe ntow H a o LO L o o o lO cd z grz nia .; ^ cd X ? -fi cd c 2 ^ g kO pi cfl T kw ?£ p £ £ cp H m'5 1 B -S w & Wydlu¬ zenie (%) O kW 'fi o a r»H Cd rzyma ozciag G/mm ¦&M* * 3 w * —i ^ 7 " a ranica tyczno kG/m O 0) O 4d -PH g "3 £h 4J ISl w LO C- o o 00 CD CO «o LO O) T-H co 00^ 00 cT 00 l-H Jh O s o Pi O W) fi79948 7.0 JO 2 Mn+M+Cr+Mo 1°/ ' Fig. 279948 to^.| i.io a/J Fig.3 co ii i o.io CIS v [y.] Fig.479948
4. -6 8/0 2 a. 6 8 lo*- 2 4 6 8/0* 2 Czas chlodzenia od 800 °C [sek] ? 3 4- J 6 Mn+W+Cr+Mo [°/o] Fig. 6mu Fig. 8 Fig.9 /Krfft Fig. 8 Fig. 9 PL PL
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP536768 | 1968-01-31 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
PL79948B1 true PL79948B1 (pl) | 1975-08-30 |
Family
ID=11609183
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
PL13136069A PL79948B1 (pl) | 1968-01-31 | 1969-01-24 |
Country Status (11)
Country | Link |
---|---|
AT (1) | AT319303B (pl) |
BE (1) | BE727765A (pl) |
CA (1) | CA927256A (pl) |
CH (1) | CH507373A (pl) |
CS (1) | CS196236B2 (pl) |
DE (1) | DE1905473B2 (pl) |
FR (1) | FR2001076A1 (pl) |
GB (1) | GB1253552A (pl) |
NL (1) | NL6901640A (pl) |
PL (1) | PL79948B1 (pl) |
SE (1) | SE349329B (pl) |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2201855C2 (de) * | 1972-01-15 | 1982-03-04 | Estel Hoesch Werke Ag, 4600 Dortmund | Verfahren zur Herstellung von hochfesten, gut schweißbaren und kaltverformbaren Grob- und Mittelblechen und deren Verwendung |
DE2231559C3 (de) * | 1972-06-28 | 1986-07-10 | Rheinstahl Hüttenwerke GmbH, 4300 Essen | Verwendung eines warmfesten, niobhaltigen Feinkornbaustahles als Werkstoff für geschweißte Kesseltrommeln und andere geschweißte Druckbehälter |
SE8603897L (sv) * | 1985-09-19 | 1987-03-20 | Man Nutzfahrzeuge Gmbh | Forfarande for framstellning av stalkonstruktioner |
WO1987005128A1 (en) * | 1986-02-14 | 1987-08-27 | Savin Corporation | Liquid developer charge director control |
DE3832014C2 (de) * | 1988-09-16 | 1994-11-24 | Mannesmann Ag | Verfahren zur Herstellung hochfester nahtloser Stahlrohre |
FI84370C (fi) * | 1988-10-17 | 1991-11-25 | Rauma Repola Oy | Staol. |
US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
JPH0441616A (ja) * | 1990-06-06 | 1992-02-12 | Nkk Corp | 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 |
US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
-
1969
- 1969-01-24 PL PL13136069A patent/PL79948B1/pl unknown
- 1969-01-29 CH CH137169A patent/CH507373A/de not_active IP Right Cessation
- 1969-01-30 SE SE125869A patent/SE349329B/xx unknown
- 1969-01-31 BE BE727765D patent/BE727765A/xx not_active IP Right Cessation
- 1969-01-31 NL NL6901640A patent/NL6901640A/xx unknown
- 1969-01-31 CS CS64569A patent/CS196236B2/cs unknown
- 1969-01-31 FR FR6902218A patent/FR2001076A1/fr not_active Withdrawn
- 1969-01-31 GB GB536469A patent/GB1253552A/en not_active Expired
- 1969-01-31 CA CA041653A patent/CA927256A/en not_active Expired
- 1969-01-31 DE DE19691905473 patent/DE1905473B2/de active Pending
- 1969-01-31 AT AT01017/69A patent/AT319303B/de not_active IP Right Cessation
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
NL6901640A (pl) | 1969-08-04 |
GB1253552A (en) | 1971-11-17 |
AT319303B (de) | 1974-12-10 |
CS196236B2 (en) | 1980-03-31 |
CA927256A (en) | 1973-05-29 |
DE1905473B2 (de) | 1972-07-27 |
BE727765A (pl) | 1969-07-01 |
DE1905473A1 (de) | 1971-06-16 |
CH507373A (de) | 1971-05-15 |
SE349329B (pl) | 1972-09-25 |
FR2001076A1 (pl) | 1969-09-19 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR101322575B1 (ko) | 페라이트-오스테나이트계 스테인리스강 | |
RU2586953C2 (ru) | Сверхпрочная конструкционная сталь и способ ее изготовления | |
WO2010137343A1 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板 | |
JP4311740B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
JP2010132945A (ja) | 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
PL79948B1 (pl) | ||
JP4265605B2 (ja) | 二相ステンレス鋼 | |
JPH08176750A (ja) | ベローズ加工用フェライト系ステンレス鋼 | |
JP6986455B2 (ja) | プレストレストコンクリート用緊張材用の二相ステンレス鋼線材、二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材 | |
JP4652952B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高張力鋼板 | |
JP4867638B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性および耐腐食性に優れた高強度ボルト | |
JP2973909B2 (ja) | 高強度鉄筋用非調質鋼および高強度鉄筋の製造方法 | |
EP3128024B1 (en) | Welded joint | |
WO2019244320A1 (ja) | 鋼板 | |
JP4430559B2 (ja) | 耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用鋼及び高強度ボルト | |
JP2002047532A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP2004099921A (ja) | 耐海水性鋼およびその製造方法 | |
KR101594913B1 (ko) | 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트 | |
JPH09202944A (ja) | 耐疲労性・耐食性に優れた高強度ステンレスワイヤロープおよびその製造方法 | |
JP3468168B2 (ja) | 経済性および靱性に優れた高張力鋼板 | |
JP2970432B2 (ja) | 高温用ステンレス鋼とその製造方法 | |
JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ssc性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
JP5136174B2 (ja) | 耐候性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト用鋼 | |
PL79951B1 (pl) | ||
RU61285U1 (ru) | Пруток из нержавеющей высокопрочной стали |