RU2151214C1 - Двухфазная сталь и способ ее изготовления - Google Patents

Двухфазная сталь и способ ее изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2151214C1
RU2151214C1 RU97111869/02A RU97111869A RU2151214C1 RU 2151214 C1 RU2151214 C1 RU 2151214C1 RU 97111869/02 A RU97111869/02 A RU 97111869/02A RU 97111869 A RU97111869 A RU 97111869A RU 2151214 C1 RU2151214 C1 RU 2151214C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
phase
temperature
niobium
vanadium
Prior art date
Application number
RU97111869/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU97111869A (ru
Inventor
Джейянг Ку
Рамеш Р. Хемраджани
Original Assignee
Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани filed Critical Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани
Publication of RU97111869A publication Critical patent/RU97111869A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2151214C1 publication Critical patent/RU2151214C1/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies

Abstract

Изобретение относится к высокопрочной стали и ее производству. Сталь может быть использована в строительных конструкциях, трубопроводах и т.п. Двухфазная сталь содержит ферритную и мартенсит-бейнитную фазы. Ферритная фаза имеет упрочняющие частицы преимущественно карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия. Сталь получена прокаткой в лист, при этом первый проход прокатки проводят при температуре выше температуры рекристаллизации аустенита, второй проход прокатки - при температуре ниже температуры рекристаллизации аустенита и третьей - в диапазоне температур между точками превращения Ar3 и Ar1 и охлаждением водой до температуры примерно ниже 400°С. Предложенная сталь может содержать компоненты в следующем соотношении, мас.%: углерод 0,05-0,12, кремний 0,01-0,50, марганец 0,4-2,0, ниобий 0,03-0,12, ванадий 0,05-0,15, молибден 0,2-0,8, титан 0,015-0,03, алюминий 0,01-0,03, Fe остальное. При этом параметр упрочняемости стали Pсб ≤ 0,24. Если сталь содержит зону термического влияния сварки, то прочность стали в этой зоне составляет не менее 95% прочности основного металла. Техническим результатом изобретения является обеспечение по существу однородной микроструктуры по всей толщине листа при толщине по меньшей мере 15 мм. 3 с. и 22 з.п.ф-лы, 5 табл., 4 ил.

Description

Изобретение относится к высокопрочной стали и ее производству. Эта сталь пригодна для строительных конструкций и может быть использована в качестве полуфабриката для трубопроводных труб. Более конкретно изобретение относится к производству двухфазной высокопрочной листовой стали, которая содержит ферритную и мартенсит/бейнитную фазы и микроструктура и механические характеристики которой по существу изотропны по всей толщине листа, а лист обладает превосходными вязкостью и свариваемостью.
Двухфазную сталь, содержащую феррит как относительно мягкую фазу и мартенсит/бейнит как относительно прочную фазу, получают отжигом при температуре между точками превращения Ar3 и Ar1 и последующим охлаждением до комнатной температуры со скоростью в пределах между скоростью охлаждения воздухом и скоростью охлаждения водой. Выбор температуры отжига зависит от химического состава стали и требуемого объемного соотношения фаз феррита и мартенсита/бейнита.
По низкоуглеродистым и низколегированным двухфазным сталям, которые являются объектом активных исследований металлургов, имеется множество публикаций, например: материалы конференций "Fundamentals of Dual Phase Steels" ("Основы двухфазных сталей") и "Formable HSLA and Dual Phase Steelss" ("Формуемые высокопрочные низколегированные и двухфазные стали"), патенты США 4067756 и 5061325. Однако применение двухфазных сталей в основном ограничено автомобильной промышленностью, где их уникальные способности к механическому упрочнению используют для улучшения формуемости листовой автомобильной стали при обработке и штамповке. Поэтому применение двухфазных сталей ограничено тонкими (обычно 2-3 мм и менее 10 мм) листами с пределами текучести и прочности при растяжении соответственно 345-415 МПа (50-60 ksi) и 485-620 МПа (70-90 ksi). Кроме того, мартенсит/бейнитная фаза обычно составляет около 10-40% объема микроструктуры, а остальное - более мягкая ферритная фаза.
Например, из заявки Японии 02 070019 A, 1990, известна двухфазная сталь прочностью до 70 кг/мм2 (686 МПа), содержащая ферритную фазу в количестве до 60 об.% и мартенсит-бейнитную фазу, как остальное. Однако известная сталь не обладает необходимым высоким пределом текучести, что не позволяет использовать ее в заготовках для трубы трубопровода.
Из патента США 4273838 известна сварная сталь, содержащая зону термического влияния в виде сварного шва. Однако известная сталь не обладает достаточной прочностью в зоне термического влияния.
Из заявки Японии 62 174322 A, 1987, известен способ изготовления двухфазной стали, включающий нагрев заготовки до температуры 950-1200oC, прокатку в лист при температуре от Ar3 +50oC до Ar3 - 40oC, затем вторую горячую прокатку и охлаждение до температуры 350oC со скоростью 2-40 oC/с, с получением в структуре стали 3-15 об.% мартенсита и 20-40% бейнита в мартенсит-бейнитной фазе и остальное - феррит. Однако известный способ изготовления стали не позволяет получать двухфазную сталь с высоким пределом текучести и прочностью в зоне термического влияния для ее использования в заготовках для трубы трубопровода.
Задачей изобретения является использование высокого потенциала двухфазной стали к механическому упрочнению не для улучшения формуемости, а для достижения довольно высокого предела текучести - до 690 МПа (100 ksi), предпочтительно 760 МПа (110 ksi) после деформации листовой стали на 1-3% при формировании трубы для трубопровода и, таким образом, применить двухфазную листовую сталь с описанными здесь характеристиками в качестве заготовки для трубы.
Техническим эффектом такого изобретения служит обеспечение по существу однородной микроструктуры по всей (составляющей по меньшей мере 10 мм) толщине листа. Следующим эффектом изобретения является достижение такого тонкодисперсного распределения фазовых составляющих в микроструктуре, которое позволит расширить полезные границы объемной доли бейнита/мартенсита примерно до 75% и выше и тем самым обеспечить высокую прочность двухфазной стали, отличающейся превосходной вязкостью. Еще один эффект изобретения заключается в создании высокопрочной двухфазной стали с хорошей свариваемостью и высоким сопротивлением разупрочнению в зоне термического влияния (далее - ЗТВ).
Указанная задача решается тем, что двухфазная сталь, содержащая ферритную и мартенсит-бейнитную фазы, содержит мартенсит-бейнитную фазу в количестве 40-80 об.%, в которой объемная доля бейнита не превышает 50%, а ферритная фаза включает частицы карбида или карбонитрида ванадия, ниобия или молибдена или их смеси с диаметром частиц не более 50 ангстрем, при этом предел текучести стали после 1-3% деформации составляет по меньшей мере 758 МПа.
Сталь может иметь однородную микроструктуру при толщине, по меньшей мере, 15 мм.
Сталь может содержать остаточные пленки аустенита толщиной менее 500 ангстрем в составе мартенсит-бейнитной фазы.
Подача тепла в термических циклах сварки может составлять от 1 до 5 кДж/мм.
Задача изобретения заключается также в создании высокопрочной двухфазной стали с хорошей свариваемостью и высоким сопротивлением разупрочнению в зоне термического влияния (далее - ЗТВ).
Указанная задача решается тем, что сварная сталь, включающая основной металл и зону термического влияния, содержит ферритную фазу и 40-80 об.% мартенсит-бейнитной фазы, а содержание бейнита не превышает 50 об.%, а ферритная фаза включает частицы карбида или карбонитрида ванадия, ниобия или молибдена или их смеси с размером частиц не более 50 ангстрем, при этом прочность стали в зоне термического влияния составляет не менее 95% прочности основного металла, имеющего предел текучести по меньшей мере 758 МПа после 1-3% деформации.
Прочность зоны термического влияния может составлять не менее 98% прочности основного металла.
Сталь может содержать остаточные пленки аустенита толщиной менее 500 ангстрем в составе мартенсит-бейнитной фазы.
При нагреве в термических циклах сварки в стали могут образовываться дополнительные частицы карбида или карбонитрида ванадия, ниобия или молибдена.
Подача тепла на сварку может составлять примерно от 1 до 5 кДж/мм.
Сталь может содержать компоненты в следующем соотношении, мас. %:
Углерод - 0,05 - 0,12
Кремний - 0,01 - 0,50
Марганец - 0,4 - 2,0
Ниобий - 0,03 - 0,12
Ванадий - 0,05 - 0,15
Молибден - 0,2 - 0,8
Титан - 0,015 - 0,03
Алюминий - 0,01 - 0,03
Железо - Остальное
Pcт - меньше или равно 0,24,
где Pcт является параметром упрочняемости, представляющим собой следующую величину:
Figure 00000002

в которой C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo и V - содержание соответствующих элементов в стали, маc.%.
Сумма содержания ниобия и ванадия в стали может составлять не менее 0,1 маc. %.
Сталь может дополнительно содержать 0,3-1,0 мас.% хрома.
Задачей изобретения также является создание способа изготовления стали, который позволяет получать двухфазную сталь с высоким пределом текучести и прочностью в зоне термического влияния для ее использования в заготовках для трубы трубопровода.
Указанная задача решается тем, что в способе изготовления двухфазной стали, включающем нагрев стальной заготовки, первое обжатие путем прокатки заготовки в лист, по меньшей мере за один проход в температурном интервале рекристаллизации аустенита, второе обжатие путем прокатки листа, по меньшей мере за один проход, и окончательное охлаждение прокатанного листа, нагрев проводят до температуры, достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия, прокатку листа при втором обжатии осуществляют в температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки превращения Аr3, затем проводят охлаждение дополнительно обжатого листа до температуры, выбранной между точками превращения Ar3 и Ar1, и дополнительно проводят третье обжатие путем прокатки охлажденного листа, по меньшей мере за один проход, а окончательное охлаждение листа проводят водой до температуры не выше 400oC, при этом получают сталь с пределом прочности при растяжении по меньшей мере 689 МПа, после дополнительной деформации на 1-3%.
Нагрев можно проводить до температуры 1150-1250oC.
Первое обжатие можно проводить со степенью деформации 30-70%, второе - 40-70% и третье - 15-25%.
Охлаждение до температуры между точками превращения Ar3 и Ar1 можно проводить воздухом.
Операцию охлаждения после второго обжатия можно проводить длительностью, достаточной для того, чтобы 20-60 об.% стали перешло в ферритную фазу.
Окончательное охлаждение прокатанного листа можно проводить со скоростью по меньшей мере 25oC/с.
Охлаждение после второго обжатия можно начинать от температуры выше 725oC, но ниже 800oC.
Лист можно дополнительно формовать в кольцеобразный или трубчатый материал.
Кольцеобразный или трубчатый материал можно раздать на 1-3%.
Можно изготавливать сталь, содержащую компоненты в следующем соотношении, маc. %:
Углерод - 0,05 - 0,12
Кремний - 0,01 - 0,50
Марганец - 0,4 - 2,0
Ниобий - 0,03 - 0,12
Ванадий - 0,05 - 0,15
Молибден - 0,2 - 0,8
Титан - 0,015 - 0,03
Алюминий - 0,01 - 0,03
Железо - Остальное
Pст - Не более 0,24,
где Pст является параметром упрочняемости, как указано выше.
Сумма содержания ниобия и ванадия в стали может составлять не менее 0,1 мас.%.
Сталь может содержать ниобий в количестве не менее 0,04 мас.%.
Сталь может дополнительно содержать хром в количестве 0,3-1,0 мас.%.
Поставленная задача согласно изобретению решена тем, что химический состав стали таким образом согласован с термомеханическим режимом прокатки, что обеспечивается производством высокопрочной, т.е. имеющей предел текучести более 690 МПа (100 ksi) и по меньшей мере 760 (110 ksi) после 1-3% деформации, двухфазной стали, которая пригодна как заготовка для трубы трубопровода и имеет микроструктуру, включающую 40-80, предпочтительно 50-80 об.% мартенсит/бейнита в ферритной матрице, а доля бейнита в мартенсит/бейнитной фазе составляет менее 50%.
В предпочтительном варианте воплощения изобретения ферритовую матрицу дополнительно упрочняют дислокациями высокой плотности, т.е. более 1010 см/см3, и тонкодисперсными частицами по меньшей мере одного, а предпочтительно всех компонентов из ряда карбидов или карбонитридов ванадия и ниобия и карбида молибдена, т.е. (V,Nb)(C,N) и Mo2C. Эти очень мелкие (диаметром менее 50 ангстрем) частицы образуются в ферритной фазе вследствие реакций межфазного осаждения, которые обусловлены аустенит-ферритным превращением ниже температуры Ar3. Такими частицами служат главным образом карбиды ванадия и ниобия, обозначенные как (V,Nb)(C,N). Таким образом, регулируя во взаимосвязи химический состав и термомеханические параметры прокатки, удается получить двухфазную сталь толщиной по меньшей мере около 15, предпочтительно около 20 мм со сверхвысокой прочностью.
Прочность стали зависит от наличия мартенсит/бейнитной фазы, увеличение объемной доли которой повышает прочность. Однако прочность должна сочетаться с вязкостью (ковкостью), обеспечиваемой ферритной фазой. Например, после 2% деформации предел текучести составляет по меньшей мере 690 МПа (100 ksi) при по меньшей мере около 40 об.% мартенсит/бейнита, а на уровне по меньшей мере около 830 МПа (120 ksi) - при по меньшей мере около 60 об.% мартенсит/бейнита.
Требуемую, т. е. с высокой плотностью дислокаций и частицами ванадия и ниобия в ферритной фазе, сталь получают обжатием при чистовой прокатке при температурах между точками превращения Ar3 и Ar1 и охлаждением до комнатной температуры, в противоположность способу производства двухфазных сталей для автомобильной промышленности толщиной не более 10 мм и пределом текучести 345-415 МПа (50-60 ksi), в которых для обеспечения требуемой формуемости ферритная фаза не должна содержать упрочняющих частиц. Эти частицы образуются прерывисто на подвижной границе раздела фаз феррита и аустенита. Однако, они выпадают лишь в присутствии соответствующих количеств ванадия и/или ниобия и при надлежащем регулировании параметров прокатки и термообработки. Таким образом, ванадий и ниобий служат ключевыми элементами в химическом составе стали.
На фиг.1 представлен снимок, выполненный сканирующим электронным микроскопом, где видны (серая) ферритная и (более светлая) мартенсит/бейнитная фазы закаленного сплава A3. На этой фигуре показана готовая двухфазная сталь согласно изобретению.
На фиг. 2 представлен выполненный трансмиссионным электронным микроскопом снимок содержащихся в феррите упрочняющих частиц карбонитридов ниобия и ванадия размером менее около 50, предпочтительно в пределах около 10-50 ангстрем.
На фиг. 3а и 3б представлены выполненные соответственно методом светлого и темного поля трансмиссионные электронные микроснимки фрагмента микроструктуры твердой фазы (мартенсита).
На фиг. 4 представлены графики твердости по Виккерсу в ЗТВ (ордината) для стали согласно изобретению (сплошная линия) и аналогичной коммерчески доступной трубопроводной стали X100 (штриховая линия). В ЗТВ у заявленной стали снижение прочности малозаметно, тогда как у стали X100 такое разупрочнение достигает примерно 15%.
Таким образом, сталь согласно изобретению обеспечивает высокую прочность, отличную свариваемость и вязкость при низких температурах и содержит, мас.%:
C - 0,05-0,12, предпочтительно 0,06-0,12, особенно 0,07-0,09
Si - 0,01-0,5
Mg - 0,4-2,0, предпочтительно 1,0-2,0, особенно 1,2-2,0
Nb - 0,03-0,12, предпочтительно 0,05-0,1
V - 0,05-0,15
Mo - 0,2-0,8
Cr - 0,3-1,0 (желателен для водородсодержащей среды)
Ti - 0,015-0,03
Al - 0,01-0,03
Pcт - не более 0,24
Fe и случайные примеси - остальное
При этом сумма концентраций ванадия и ниобия - не менее 0,1 мас.%, а более предпочтительная концентрация каждого из них - не менее 0,04%. Присутствие таких широко известных примесей, как азот, фосфор и сера, сведено до минимума, хотя некоторое количество азота, как объяснено ниже, желательно для получения замедляющих рост зерна частиц TiN. В предпочтительном варианте содержание азота находится в пределах 0,001-0,01%, серы - не более 0,01% и фосфора - не более 0,01%. Данный химический состав стали не содержит бор в том смысле, что бор не добавляют и его количество должно быть менее 5 ppm, предпочтительно менее 1 ppm.
В общем материал согласно изобретению изготовляют обычным способом в виде стальной заготовки вышеуказанного состава. Эту заготовку нагревают до достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия температуры, предпочтительно в пределах 1150-1250oC. В итоге по существу все элементы из ряда: ниобий, ванадий и молибден - перейдут в раствор. Далее в один или несколько проходов проводят горячую прокатку заготовки: для первого обжатия на 30-70% - в первом температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита; для второго обжатия на 40-70% - во втором, более низком температурном диапазоне, в котором не происходит рекристаллизация аустенита, но выше точки Ar3 начала превращения аустенита в феррит при охлаждении стали; и - после охлаждения воздухом до температуры в диапазоне между точками превращения Ar3 и Ar1 (завершения превращения аустенита в феррит при охлаждении стали, при которой 20-40% аустенита переходит в феррит) - для третьего обжатия на 15-20%. Обжатую заготовку закаливают в воде, охлаждая со скоростью по меньшей мере 25oC/с, предпочтительно по меньшей мере около 35oC/с до температуры не выше 400 oС, при которой исключено дальнейшее превращение в феррит, и, при желании, прокатанную закаленную высокопрочную листовую сталь, пригодную для производства труб для трубопровода, охлаждают воздухом до комнатной температуры. В результате сталь приобретает однородное по размеру зерно не более 10 мкм, а предпочтительно - не более 5 мкм.
Высокопрочные стали обязательно должны обладать рядом свойств, достигаемых сочетанием химсостава с термомеханической обработкой. Ниже описана роль различных легирующих элементов и предпочтительные пределы их содержания в заявленной стали.
Углерод обеспечивает матричное упрочнение любых сталей и сварных швов независимо от их микроструктуры и дисперсионное упрочнение главным образом вследствие образования мелких частиц NbC и VC, если они достаточно мелки и многочисленны. Кроме того, выделение NbC во время горячей прокатки замедляет рекристаллизацию и предупреждает рост зерна, и тем самым служит средством улучшения качества зерна аустенита, обеспечивая увеличение как прочности, так и вязкости при низкой температуре. Углерод также усиливает способность принимать закалку, т. е. образовывать более твердую и более прочную микроструктуру при охлаждении стали. При содержании углерода < 0,01% этот упрочняющий эффект не наблюдается, а при > 0,12% сталь будет подвержена растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ее вязкость, включая ЗТВ в зоне сварного шва, будет ниже.
Марганец упрочняет матрицу стали и шва и значительно улучшает способность принимать закалку. Минимум Mn, необходимый для достижения требуемой прочности - 0,4%. Подобно углероду, Mn в избытке ухудшает вязкость листа и шва и также вызывает растрескивание при сварке на холоду в полевых условиях, поэтому его верхний предел - 2,0%. Этот предел также нужен для предотвращения сильной сегрегации по осевой линии в полученных методом непрерывной разливки трубопроводных сталях, которая способствует растрескиванию под воздействием водорода (далее - PBB).
Кремний всегда вводят в сталь в качестве раскислителя в количестве по меньшей мере 0,1%. Взятый в избытке кремний отрицательно влияет на вязкость в ЗТВ, которая при его концентрации > 0,5% снижается до неприемлемого уровня.
Ниобий добавляют для улучшения качества зерна в микроструктуре стали после прокатки, которое повышает как прочность, так и вязкость. Выделение NbC при горячей прокатке замедляет рекристаллизацию и препятствует росту зерна, служа средством улучшения качества зерна аустенита. Он сообщает дополнительную прочность при отжиге благодаря выпадению частиц NbC. Однако его избыток отрицательно влияет на свариваемость и вязкость в ЗТВ, поэтому верхний предел его концентрации 0,12%.
Титан при добавлении в небольшом количестве образует мелкие частцы TiN, которые улучшают мелкозернистость структуры после прокатки и в ЗТВ стали, тем самым повышая вязкость. Ti добавляют столько, чтобы соотношение Ti/N составляло от 2,0 до 3,4. Избыток Ti ухудшает вязкость стали и сварных швов из-за образования более крупных частиц TiN или TiC. Концентрация Ti менее 0,002% не может обеспечить достаточную мелкозернистость, а более 0,04% вызывает ухудшение вязкости.
Алюминий (по меньшей мере 0,002%) добавляют к этим сталям как раскислитель. При повышенном (более 0,05%) содержании алюминия появляется тенденция к образованию включений типа Al2O3, отрицательно влияющих на вязкость стали и ее ЗТВ.
Ванадий добавляют для дисперсионного упрочнения при выпадении мелких частиц VC в стали при отжиге и в ее ЗТВ при охлаждении после сварки. Будучи в растворе, V способствует повышению твердости стали при закалке. Поэтому он полезен для сохранения прочности высокопрочной стали в ЗТВ. Верхний предел 0,15% установлен потому, что избыток V приводит к растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях, а также ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ. Вследствие межфазного выделения частиц V(C,N) диаметром не более чем около 50, предпочтительно 10-50 ангстрем, он также служит сильным упрочнителем эвтектоидного феррита.
Молибден повышает упрочняемость стали при непосредственной закалке с образованием прочной микроструктуры матрицы и обеспечивает дисперсионное упрочнение при отпуске вследствие выпадения частиц Mo2C и NbMo. Избыток Mo способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому установлен верхний предел 0,8%.
Хром также повышает упрочняемость стали при непосредственной закалке. Он улучшает сопротивление коррозии и PBB. В частности, он предпочтителен для предотвращения доступа водорода, ибо способствует образованию на поверхности стали оксидной пленки с высоким содержанием Cr2O3. При концентрации Cr < 0,3% устойчивый слой Cr2O3 на стальной поверхности не образуется. Подобно молибдену, избыток Cr способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому верхний предел его концентрации 1,0%.
Проникновение и включение азота в сталь невозможно предотвратить при ее выплавке. В заявленной стали его примесь полезна для формирования мелких частиц TiN, которые предотвращают рост зерна при горячей прокатке с улучшением качества прокатанной стали и ее ЗТВ. Для получения необходимого количества фракции TiN нужно по меньшей мере 0,001% азота. Однако его избыток отрицательно влияет на вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому максимум концентрации азота установлен на уровне 0,01%.
Термомеханическая обработка преследует две цели: получить тонкодисперсное сплющенное зерно аустенита и обеспечить высокую плотность дислокаций и зон сдвига в двух фазах.
Первая цель достигается интенсивной прокаткой при температурах выше и ниже температуры рекристаллизации аустенита, но всегда выше точки Ar3. При температуре рекристаллизации прокатка непрерывно измельчает зерно аустенита, а при более низкой температуре - сплющивает его. В итоге охлаждения до температуры ниже точки Ar3 начала превращения аустенита в феррит образуется смесь тонкодисперсных аустенита и феррита, а при быстром охлаждении до температуры ниже точки Ar1 - смесь тонкодисперсных феррита и мартенсита/бейнита.
Вторая цель достигается третьим обжатием при прокатке сплющенных зерен аустенита при температуре между точками Ar1 и Ar3, когда 20-60% аустенита перешло в феррит.
В достижении требуемого тонкодисперсного распределения фаз, являющихся составными частями сплава, важную роль играет заявленный способ термической обработки.
Температурная граница между температурными диапазонами рекристаллизациии и исключения рекристаллизации аустенита зависит от температуры нагрева перед прокаткой, концентраций углерода и ниобия и степени обжатия, достигнутого за проходы прокатки. Для каждого состава стали эта температура может быть определена либо экспериментально либо расчетами на модели.
Трубу изготовляют из листа известным методом UOE, согласно которому лист изгибают U- и затем О-образно и О-образную заготовку раздают на 1-3%. Формование и раздача с сопустствующими эффектами механического упрочнения обеспечивают максимальную прочность трубы для трубопровода.
Следующие примеры служат для иллюстрации изобретения.
500-фунтовую (226,8 кг) порцию сплава с приведенным ниже химическим составом получили методом вакуумно-индукционной плавки, разлили в заготовки, оттянули в плиты толщиной 102 мм (4 дюйма), нагрели за два часа до 1240oC и подвергли горячей прокатке в режиме согласно таблице 2.
Сплав и термомеханическая обработка были разработаны с целью обеспечить следующее распределение сильных источников карбонитридов, в частности Nb и V: а) около трети их соединений выделяется в аустените перед закалкой (выпавшие частицы обеспечивают сопротивление рекристаллизации, пронизывая зерна аустенита, вследствие чего они перед превращением аустенита становятся тонкодисперсными); б) около одной трети их соединений выделяется во время превращения аустенита в феррит в зоне между критическими точками и ниже критической точки (выпавшие частицы способствуют упрочнению ферритной фазы); в) около одной трети их соединений остается в твердом растворе, чтобы выделиться в ЗТВ для снижения или устранения обычной для других сталей потери твердости.
Готовый продукт имел толщину 20 мм и содержал 45% феррита и 55% мартенсита/бейнита.
Как ясно из таблицы 3, для изменения содержания феррита и других продуктов разложения аустенита закалку проводят при разных температурах на последнем проходе прокатки. "Ферритная фаза" включает всю объемную долю феррита, т. е. псевдоэвтектоидный (или "сохраненный") и эвтектоидный (или "превращенный") феррит. Закалка стали от температуры 800oC дает 100% аустенита, ибо точка Ar3 находится ниже 800oC. Как видно на фиг.1, закалка от примерно 725oC обеспечивает превращение 75% аустенита, ибо точка Ar1 находится вблизи этой температуры. Поэтому температурное окно для получения двухфазного сплава равно примерно 75oC. В таблицу 3 сведены данные о температуре при чистовой прокатке, температуре закалки, объемных долях и микротвердости по Виккерсу.
Хотя стали с большей объемной долей второй (мартенсит/бейнитной) фазы обычно характеризуются плохой текучестью и вязкостью, стали согласно изобретению отличаются текучестью, достаточной для формования и раздачи сплава в UOE-процессе. Ее обеспечивают поддержанием эффективных размеров таких элементов микроструктуры, как агрегат мартенсита (менее 10 мкм) и каждая отдельная частица в нем (менее 1 мкм). На фиг.1 (сделанном сканирующим электронным микроскопом микроснимке) видна двухфазная содержащая феррит и мартенсит микроструктура, полученная в режиме A3. Все двухфазные стали продемонстрировали высокую однородность микроструктуры по всей толщине листа.
Трансмиссионный электронный микроснимок на фиг. 2 показывает очень тонкую дисперсию межфазных частиц в зоне феррита стали A3. Как правило, вблизи границ второй фазы виден равномерно распределенный по объему эвтектоидный феррит, объемная доля которого возрастает по мере снижения температуры закалки.
Трансмиссионные электронные микроснимки на фигурах 3а и 3б показывают природу второй фазы заявленных сталей. Здесь видны преимущественно пластинчатая мартенситная микроструктура с некоторым количеством бейнитной фазы. В мартенсите видна тонкая (толщиной менее 500 ангстрем) пленка остаточного аустенита вблизи границ пластинок, как показано на темном изображении фиг. 3б. Эта морфология мартенсита обеспечивает не только прочную, но и вязкую вторую фазу, и способствует как упрочнению, так и обеспечению хорошей вязкости двухфазной стали.
В таблице 4 показаны предел прочности при разрыве и текучесть двух образцов сплава A.
Благодаря отличным показателям механического упрочнения этих микроструктур после 2% удлинения при формовании труб желаемый минимум предела прочности оказывается по меньшей мере на уровне 689 МПа (100 ksi), предпочтительно 758 МПа (110 ksi).
В таблице 5 показана ударная вязкость по Шарпи при испытании при -40oC и -76oC продольно вырезанных из сплава A4 образцов с V-образным надрезом (Технические условия Е23 ASTM).
Приведенные в таблице 5 значения энергии удара показывают отличную вязкость заявленной стали при -40oC на уровне по меньшей мере 100 Дж, предпочтительно около 120 Дж.
Ключевым аспектом изобретения служит высокопрочная сталь с хорошей свариваемостью и высоким сопротивлением разупрочнению в ЗТВ. Для испытания на растрескивание на холоду и разупрочнение ЗТВ были выполнены лабораторные сварные швы. Приведенный на фиг. 4 пример ярко показывает, что в отличие от известных статей, например коммерчески доступной стали для трубопроводов X100, заявленная двухфазная сталь не подвержена значительному или ощутимому разупрочнению в ЗТВ. В стали же X100, напротив, наблюдается разупрочнение ЗТВ на 15% в сравнении с основным металлом. В заявленной стали ЗТВ сохраняет по меньшей мере около 95%, предпочтительно по меньшей мере около 98% прочности основного металла. Такая прочность достигается, когда подача тепла на сварку находится в пределах 1-5 кДж/мм.

Claims (25)

1. Двухфазная сталь, содержащая ферритную и мартенсит-бейнитную фазы, отличающаяся тем, что она содержит мартенсит-бейнитную фазу в количестве 40 - 80 об. %, в которой объемная доля бейнита не превышает 50%, а ферритная фаза включает частицы карбида или карбонитрида ванадия, ниобия или молибдена или их смеси с диаметром частиц не более 50
Figure 00000003
, при этом предел текучести стали после 1 - 3% деформации составляет по меньшей мере 758 МПа.
2. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она имеет однородную микроструктуру при толщине, по меньшей мере, 15 мм.
3. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что она содержит остаточные пленки аустенита толщиной менее 500
Figure 00000004
в составе мартенсит-бейнитной фазы.
4. Сталь по п.1, отличающаяся тем, что подача тепла на сварку составляет от 1 до 5 кДж/мм.
5. Сварная сталь, включающая основной металл и зону термического влияния, отличающаяся тем, что она содержит ферритную фазу и 40 - 80 об.% мартенсит-бейнитной фазы, в которой содержание бейнита не превышает 50 об.%, а ферритная фаза включает частицы карбида или карбонитрида ванадия, ниобия или молибдена или их смеси с размером частиц не более 50
Figure 00000005
, причем прочность стали в зоне термического влияния составляет не менее 95% прочности основного металла, имеющего предел текучести по меньшей мере 758 МПа после 1 - 3% деформации.
6. Сталь по п.5, отличающаяся тем, что прочность зоны термического влияния составляет не менее 98% прочности основного металла.
7. Сталь по п.5, отличающаяся тем, что она содержит остаточные пленки аустенита толщиной менее 500
Figure 00000006
в составе мартенсит-бейнитной фазы.
8. Сталь по п.5, отличающаяся тем, что при нагреве в термических циклах сварки в ней образуются дополнительные частицы карбида или карбонитрида ванадия, ниобия или молибдена.
9. Сталь по п.8, отличающаяся тем, что подача тепла на сварку составляет примерно от 1 до 5 кДж/мм.
10. Сталь по п.5, отличающаяся тем, что она содержит компоненты в следующем соотношении, мас.%:
Углерод - 0,05 - 0,12
Кремний - 0,01 - 0,50
Марганец - 0,4 - 2,0
Ванадий - 0,05 - 0,15
Молибден - 0,2 - 0,8
Титан - 0,015 - 0,03
Алюминий - 0,01 - 0,03
Железо - Остальное
Pcт - меньше или равно 0,24,
где Pcт является параметром упрочняемости, представляющим собой следующую величину:
Figure 00000007

в которой C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo и V - содержание соответствующих элементов в стали, мас.%.
11. Сталь по п.10, отличающаяся тем, что сумма содержания ниобия и ванадия составляет не менее 0,1 мас.%.
12. Сталь по п.10, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит 0,3 - 1,0 мас.% хрома.
13. Способ изготовления двухфазной стали, включающий нагрев стальной заготовки, первое обжатие путем прокатки заготовки в лист, по меньшей мере за один проход в температурном интервале рекристаллизации аустенита, второе обжатие путем прокатки листа, по меньшей мере за один проход, и окончательное охлаждение прокатанного листа, отличающийся тем, что нагрев проводят до температуры, достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия, прокатку листа при втором обжатии осуществляют в температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки превращения Ar3, затем проводят охлаждение дополнительно обжатого листа до температуры, выбранной между точками превращения Ar3 и Ar1, и дополнительно проводят третье обжатие путем прокатки охлажденного листа, по меньшей мере за один проход, а окончательное охлаждение листа проводят водой до температуры не выше 400oC, при этом получают сталь с пределом прочности при растяжении по меньшей мере 689 МПа, после дополнительной деформации на 1 - 3%.
14. Способ по п. 13, отличающийся тем, что нагрев проводят до 1150 - 1250oC.
15. Способ по п. 13, отличающийся тем, что первое обжатие проводят со степенью деформации 30 - 70%, второе 40 - 70% и третье 15 - 25%.
16. Способ по п. 13, отличающийся тем, что охлаждение до температуры между точками превращения Ar3 и Ar1 ароводят воздухом.
17. Способ по п. 13, отличающийся тем, что операцию охлаждения после второго обжатия проводят длительностью достаточной для того, чтобы 20 - 60 об.% стали перешло в ферритную фазу.
18. Способ по п. 13, отличающийся тем, что окончательное охлаждение прокатанного листа проводят со скоростью, по меньшей мере, 25oC/с.
19. Способ по п.13, отличающийся тем, что охлаждение после второго обжатия начинают от температуры выше 725oC, но ниже 800oC.
20. Способ по п.13, отличающийся тем, что лист дополнительно формуют в кольцеобразный или трубчатый материал.
21. Способ по п.13, отличающийся тем, что кольцеобразный или трубчатый материал раздают на 1 - 3%.
22. Способ по п.13, отличающийся тем, что изготавливают сталь, содержащую компоненты в следующем соотношении, мас.%:
Углерод - 0,05 - 0,12
Кремний - 0,01 - 0,50
Марганец - 0,4 - 2,0
Ниобий - 0,03 - 0,12
Ванадий - 0,05 - 0,15
Молибден - 0,2 - 0,8
Титан - 0,015 - 0,03
Алюминий - 0,01 - 0,03
Железо - Остальное
Pcт - Не более 0,24,
где Pcт является параметром упрочняемости, как указано выше.
23. Способ по п.22, отличающийся тем, что сумма содержания ниобия и ванадия в стали составляет не менее 0,1 мас.%.
24. Способ по п.23, отличающийся тем, что сталь содержит ниобий в количестве не менее 0,04 мас.%.
25. Способ по п.22, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит хром в количестве 0,3 - 1,0 мас.%.
RU97111869/02A 1994-12-06 1995-12-01 Двухфазная сталь и способ ее изготовления RU2151214C1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US08/349,860 1994-12-06
US08/349,860 US5545270A (en) 1994-12-06 1994-12-06 Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU97111869A RU97111869A (ru) 1999-05-27
RU2151214C1 true RU2151214C1 (ru) 2000-06-20

Family

ID=23374277

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU97111869/02A RU2151214C1 (ru) 1994-12-06 1995-12-01 Двухфазная сталь и способ ее изготовления

Country Status (10)

Country Link
US (2) US5545270A (ru)
EP (1) EP0792379B1 (ru)
JP (1) JP3990726B2 (ru)
CN (1) CN1075118C (ru)
BR (1) BR9509960A (ru)
CA (1) CA2207310C (ru)
DE (1) DE69522822T2 (ru)
RU (1) RU2151214C1 (ru)
UA (1) UA44745C2 (ru)
WO (1) WO1996017966A1 (ru)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2443787C2 (ru) * 2006-11-14 2012-02-27 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Способ получения ленты из двухфазной стали повышенной прочности
RU2451764C2 (ru) * 2007-07-19 2012-05-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления стальных листов с высокими характеристиками прочности и пластичности и листы, изготовленные при помощи этого способа
RU2470087C2 (ru) * 2008-05-21 2012-12-20 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы
RU2475545C2 (ru) * 2008-08-08 2013-02-20 Смс Симаг Акциенгезельшафт Способ изготовления полуфабриката, в частности стальной ленты, с двухфазной структурой
RU2605014C2 (ru) * 2012-09-26 2016-12-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Лист двухфазной стали и способ его изготовления
RU2749085C1 (ru) * 2018-01-30 2021-06-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE9800860L (sv) * 1998-03-16 1999-05-25 Ovako Steel Ab Sätt för mjukglödgning av högkolhaltigt stål
JPH10237583A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
AU742179B2 (en) * 1997-02-27 2001-12-20 Exxon Production Research Company High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
DZ2528A1 (fr) * 1997-06-20 2003-02-01 Exxon Production Research Co Conteneur pour le stockage de gaz natural liquéfiesous pression navire et procédé pour le transport de gaz natural liquéfié sous pression et système de traitement de gaz natural pour produire du gaz naturel liquéfié sous pression.
TW444109B (en) 1997-06-20 2001-07-01 Exxon Production Research Co LNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles
TW396254B (en) 1997-06-20 2000-07-01 Exxon Production Research Co Pipeline distribution network systems for transportation of liquefied natural gas
TW359736B (en) * 1997-06-20 1999-06-01 Exxon Production Research Co Systems for vehicular, land-based distribution of liquefied natural gas
US6056833A (en) * 1997-07-23 2000-05-02 Usx Corporation Thermomechanically controlled processed high strength weathering steel with low yield/tensile ratio
US6228183B1 (en) 1997-07-28 2001-05-08 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
KR100386767B1 (ko) * 1997-07-28 2003-06-09 닛폰 스틸 가부시키가이샤 인성이 우수한 초고강도 용접성 강의 제조방법
ES2251096T3 (es) * 1997-07-28 2006-04-16 Exxonmobil Upstream Research Company Aceros hiperresistentes esencialmente libres de boro, soldables con tenacidad superior.
ATE330040T1 (de) 1997-07-28 2006-07-15 Exxonmobil Upstream Res Co Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultra-tief-temperatur zähigkeit
US6572716B2 (en) * 1997-09-22 2003-06-03 National Research Institute For Metals Fine ferrite-based structure steel production method
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
DZ2530A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier cette tôle d'acier et procédé pour renforcer la resistanceà la propagation des fissures d'une tôle d'acier.
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
DZ2527A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques.
DZ2531A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-08 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier double phase cette tôle et procédé pour renforcer la résistance à la propagation des fissures.
TNSN99233A1 (fr) * 1998-12-19 2001-12-31 Exxon Production Research Co Aciers de haute resistance avec excellente tenacite de temperature cryogenique
FI112957B (fi) 1999-07-21 2004-02-13 Metso Paper Pori Oy Menetelmä ja laite massan pesemiseksi
CN1183268C (zh) * 2000-02-23 2005-01-05 杰富意钢铁株式会社 应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
NL1015184C2 (nl) * 2000-05-12 2001-11-13 Corus Staal Bv Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan.
WO2003006699A1 (fr) 2001-07-13 2003-01-23 Nkk Corporation Tube d'acier a resistance elevee, superieure a celle de la norme api x6
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
JP2005525509A (ja) 2001-11-27 2005-08-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 天然ガス車両のためのｃｎｇ貯蔵及び送出システム
US6709534B2 (en) * 2001-12-14 2004-03-23 Mmfx Technologies Corporation Nano-composite martensitic steels
US6746548B2 (en) * 2001-12-14 2004-06-08 Mmfx Technologies Corporation Triple-phase nano-composite steels
WO2003066921A1 (fr) * 2002-02-07 2003-08-14 Jfe Steel Corporation Tole d'acier haute resistance et procede de production
JP3869747B2 (ja) 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
EP1662014B1 (en) * 2003-06-12 2018-03-07 JFE Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness and method for production thereof
US7214278B2 (en) * 2004-12-29 2007-05-08 Mmfx Technologies Corporation High-strength four-phase steel alloys
US20060285989A1 (en) * 2005-06-20 2006-12-21 Hoeganaes Corporation Corrosion resistant metallurgical powder compositions, methods, and compacted articles
CA2627171A1 (en) * 2005-10-24 2007-05-03 Narasimha-Rao V. Bangaru High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
US7628869B2 (en) * 2005-11-28 2009-12-08 General Electric Company Steel composition, articles prepared there from, and uses thereof
US8691030B2 (en) * 2007-06-18 2014-04-08 Exxonmobil Upstream Research Company Low alloy steels with superior corrosion resistance for oil country tubular goods
US20090301613A1 (en) 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
CN101418416B (zh) * 2007-10-26 2010-12-01 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
CN102586688B (zh) * 2011-01-10 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种双相钢板及其制造方法
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
CN105648311B (zh) * 2011-08-09 2018-03-30 新日铁住金株式会社 在低温下的冲击能吸收特性和耐haz软化特性优异的高屈服比热轧钢板
JP5608280B1 (ja) * 2013-10-21 2014-10-15 大同工業株式会社 チェーン用軸受部、その製造方法、及びそれを用いたチェーン
US20160010190A1 (en) * 2014-07-08 2016-01-14 Sundaresa Venkata Subramanian Processes for producing thicker gage products of niobium microalloyed steel
CN108411206B (zh) * 2018-04-11 2020-01-21 东北大学 一种抗拉强度540MPa级薄规格热轧双相钢及其制造方法
CN108411207B (zh) * 2018-04-11 2020-01-07 东北大学 一种抗拉强度600MPa级薄规格热轧双相钢及其制造方法
PL239419B1 (pl) * 2020-01-17 2021-11-29 Cmc Poland Spolka Z Ograniczona Odpowiedzialnoscia Sposób wytwarzania pręta stalowego o nieokrągłym przekroju poprzecznym oraz pręt stalowy o nieokrągłym przekroju poprzecznym
CN113106336B (zh) * 2021-03-17 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3860456A (en) * 1973-05-31 1975-01-14 United States Steel Corp Hot-rolled high-strength low-alloy steel and process for producing same
US4273838A (en) * 1976-03-08 1981-06-16 Combustion Engineering, Inc. Weld metal resistant to neutron-bombardment embrittlement
JPS609086B2 (ja) * 1981-02-14 1985-03-07 川崎製鉄株式会社 高靭性高張力鋼の製造法
JPS59100214A (ja) * 1982-11-29 1984-06-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> 厚肉高張力鋼の製造方法
JPS60177128A (ja) * 1984-02-24 1985-09-11 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐腐食疲労特性の優れた海洋構造物用５０キロ級鋼の製造法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2443787C2 (ru) * 2006-11-14 2012-02-27 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Способ получения ленты из двухфазной стали повышенной прочности
RU2451764C2 (ru) * 2007-07-19 2012-05-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления стальных листов с высокими характеристиками прочности и пластичности и листы, изготовленные при помощи этого способа
US10214792B2 (en) 2007-07-19 2019-02-26 Arcelormittal France Process for manufacturing steel sheet
US10428400B2 (en) 2007-07-19 2019-10-01 Arcelormittal France Steel sheet having high tensile strength and ductility
RU2470087C2 (ru) * 2008-05-21 2012-12-20 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы
US10190187B2 (en) 2008-05-21 2019-01-29 Arcelormittal Manufacturing method for very high-strength, cold-rolled, dual-phase steel sheets
RU2475545C2 (ru) * 2008-08-08 2013-02-20 Смс Симаг Акциенгезельшафт Способ изготовления полуфабриката, в частности стальной ленты, с двухфазной структурой
RU2605014C2 (ru) * 2012-09-26 2016-12-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Лист двухфазной стали и способ его изготовления
RU2749085C1 (ru) * 2018-01-30 2021-06-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe

Also Published As

Publication number Publication date
UA44745C2 (uk) 2002-03-15
EP0792379A4 (en) 1998-10-07
EP0792379B1 (en) 2001-09-19
US5653826A (en) 1997-08-05
JP3990726B2 (ja) 2007-10-17
BR9509960A (pt) 1997-10-14
DE69522822D1 (de) 2001-10-25
DE69522822T2 (de) 2002-06-13
CA2207310C (en) 2006-09-26
CN1075118C (zh) 2001-11-21
CA2207310A1 (en) 1996-06-13
MX9704091A (es) 1997-10-31
US5545270A (en) 1996-08-13
CN1172505A (zh) 1998-02-04
EP0792379A1 (en) 1997-09-03
JPH10509769A (ja) 1998-09-22
WO1996017966A1 (en) 1996-06-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2151214C1 (ru) Двухфазная сталь и способ ее изготовления
RU2147040C1 (ru) Высокопрочная двухфазная стальная пластина с повышенной жесткостью и пригодностью к сварке
RU2152450C1 (ru) Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления
AU736035B2 (en) Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
US5900075A (en) Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
WO2007074984A1 (en) High-strength steel bolt having excellent resistance for delayed fracture and method for producing the same
EP1015651A1 (en) Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
JP7190216B2 (ja) 高強度鋼を熱処理する方法およびそれから得られる製品
JP7411072B2 (ja) 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法
JP6691967B2 (ja) 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法
JP3336877B2 (ja) 脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法
JPH06264185A (ja) 疲労特性の優れた熱延鋼板およびその製造方法
JPH06240353A (ja) 溶接性と低温靱性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法
JP3290695B2 (ja) 疲労特性と局部変形能に優れた良加工性高強度鋼板とその製造方法
JP4044862B2 (ja) 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法
EP4079906A1 (en) Structural steel material and method for manufacturing same
JPH0673438A (ja) 高密度エネルギー源の照射による高強度化特性に優れた高加工性鋼板
MXPA97004091A (en) Steel plate of double phase of high resistance with hardness and superior welding capacity
JPH0657371A (ja) 溶接性の優れた建築用低降伏比耐火鋼材
JPH0673443A (ja) 高密度エネルギー源の照射による高強度化特性に優れた高加工性鋼板
JPS62130216A (ja) 加速冷却型厚肉高靭性高張力鋼板の製造方法
MXPA97003873A (es) Aceros con endurecimiento secundario, deresistencia ultra-alta, con firmeza y soldabilidad superiores
MXPA00007926A (en) Steels with secondary hardening, of ultra-high resistance, with firmness and superior solditization
JPH08176727A (ja) 高張力鋼及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20121202