RU2232196C2 - Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом - Google Patents

Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом Download PDF

Info

Publication number
RU2232196C2
RU2232196C2 RU2002103374/02A RU2002103374A RU2232196C2 RU 2232196 C2 RU2232196 C2 RU 2232196C2 RU 2002103374/02 A RU2002103374/02 A RU 2002103374/02A RU 2002103374 A RU2002103374 A RU 2002103374A RU 2232196 C2 RU2232196 C2 RU 2232196C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
alloy
composition
carbon
martensite
microstructure
Prior art date
Application number
RU2002103374/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2002103374A (ru
Inventor
Гарет ТОМАС (US)
Гарет Томас
Original Assignee
ММФИкс СТИЛ КОРПОРЕЙШН ОФ АМЕРИКА
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 ММФИкс СТИЛ КОРПОРЕЙШН ОФ АМЕРИКА filed Critical ММФИкс СТИЛ КОРПОРЕЙШН ОФ АМЕРИКА
Publication of RU2002103374A publication Critical patent/RU2002103374A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2232196C2 publication Critical patent/RU2232196C2/ru

Links

Images

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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Способ получения легированных сталей, в которых высокая прочность и вязкость комбинируются с высокой коррозионной устойчивостью. В данном способе получают с помощью смещенной реечной микроструктуры, в которой смещенные рейки мартенсита по существу свободны от сдвоенного перемежения с тонкими пленками удерживаемого аустенита при отсутствии карбидов, нитридов и карбонитридов самоотпуска как в смещенных рейках мартенсита, так и в удерживаемых пленках аустенита. Такая микроструктура получается путем выбора состава сплава, в котором начальная температура мартенсита составляет 350°С или выше, или путем выбора режима охлаждения из фазы аустенита через область перехода мартенсита, при которой исключается попадание в области, в которых происходит самоотпуск. Кроме того, заявленные продукты получены при применении данного способа. Способ позволяет получить стали с высокой прочностью и вязкостью и высокую коррозионную стойкость. 8 н. и 20 з. п. ф-лы, 3 ил.

Description

ПРЕДПОСЫЛКИ ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Область техники
Настоящее изобретение относится к области легированных сталей, в частности сталей с высокой прочностью, вязкостью, коррозионной стойкостью, холодной формуемостью, а также к. технологии обработки легированных сталей, предназначенной для формирования микроструктур, которые позволяют получить сталь с определенными физическими и химическими свойствами.
2. Описание известного уровня техники
Легированные стали с высокой прочностью и вязкостью и с холодной формуемостью, микроструктура которых представляет собой композиты фаз мартенсита и аустенита, описаны в следующих американских патентах:
4,170,497 (авторы Gareth Thomas и Bangaru V.N. Rao), выдан 9 октября 1979 года;
4,170,499 (авторы Gareth Thomas и Bangaru V.N. Rao), выдан 9 октября 1979 года;
4,619,714 (авторы Gareth Thomas, Jae-Hwan Ahn и Nack-Joon Kim), выданной 28 октября 1986 года;
4,671,827 (авторы Gareth Thomas, Nack J. Kim, и Ramamoorthy Ramesh), выданный 9 июня 1987 года.
Микроструктура играет ключевую роль в получении свойств определенной легированной стали и при этом прочность и вязкость стали зависят не только от выбора и количества легирующих элементов, но также и наличных кристаллических фаз и их структуры. Для сталей, предназначенных для использования в определенных средах, требуется более высокая прочность и вязкость и в общем комбинация свойств, которые часто конфликтуют между собой, поскольку определенные легирующие элементы, придающие какое-либо из свойств, могут ухудшать другое.
Легированные стали, описанные в указанных выше патентах, представляют собой углеродистые легированные стали, которые имеют микроструктуры, состоящие из реечного мартенсита, перемежающегося тонкими пленками аустенита и с диспергированными мелкими зернами карбидов, образующихся при самоотпуске. Структура, в которой рейки одной фазы разделены тонкими пленками, другой называется "смещенной реечной" структурой, которая формируется путем первоначального нагрева сплава до диапазона аустенита, и затем охлаждением сплава до температуры ниже температуры перехода фазы в диапазон, при котором аустенит преобразуется в мартенсит, с последующей прокаткой для получения требуемой формы продукта и для улучшения структуры рейки, перемежающейся тонкой пленкой. Такая микроструктура является предпочтительной по сравнению со структурой сдвоенного мартенсита, так как реечная структура имеет большую вязкость. В патенте также описано, что избыток углерода в областях реек осаждается во время процесса охлаждения с формированием цементита (карбид железа, Fе3С) из-за явления, известного как "самоотпуск". Считается, что такие образующиеся при самоотпуске карбиды повышают жесткость стали.
Смещенная реечная структура позволяет получить стали с высокой прочностью, которые являются одновременно жесткими и пластичными, качество, которое необходимо для устойчивости к распространению трещин и для достаточной формуемости, для обеспечения возможности изготовления компонентов машиностроения из стали. Управление фазой мартенсита для получения смещенной реечной структуры вместо сдвоенной структуры является одним из наиболее эффективных средств достижения необходимых уровней прочности и жесткости, в то время как тонкие пленки удерживаемого аустенита способствуют таким качествам, как пластичность и формуемость. Получение такой смещенной реечной микроструктуры вместо менее предпочтительной сдвоенной структуры требует тщательного выбора состава легирующих элементов, поскольку состав легирующих элементов влияет на начальную температуру мартенсита, которая обычно обозначается как Ms, представляющую собой температуру, при которой начинает формироваться фаза мартенсита. Температура перехода мартенсита является одним из факторов, которые определяют, будет ли во время перехода фазы сформирована сдвоенная структура или смещенная реечная структура.
Во многих вариантах применения способность противостоять коррозии является чрезвычайно важным фактором для изготовления стальных компонентов. Это в особенности справедливо в отношении бетона, армированного стальными элементами, ввиду пористости бетона, и в отношении стали, которая используется во влажной среде вообще. Учитывая всегда предъявляемое требование в отношении стойкости к коррозии, постоянно делаются попытки разработать легированные стали с улучшенной стойкостью к коррозии. На решение этих и других проблем, относящихся к производству сталей с высокой прочностью и вязкостью, которые также являются стойкими к коррозии, направлено настоящее изобретение.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Было определено, что коррозия в смещенной реечной структуре может быть снижена благодаря устранению присутствия осадков таких, как карбиды, нитриды и карбонитриды, в структуре, включая осадки, получаемые при самоотпуске, и также включая продукты преобразования такие, как байнит и перлит, содержащие карбиды, нитриды или карбонтириды с различными морфологиями, в зависимости от состава, скорости охлаждения и других параметров процесса легирования. Было определено, что граница раздела между небольшими кристаллами этих осадков и фазой мартенсита, через которую осадки диспергируются, способствует коррозии, поскольку действует как гальваническая ячейка, и что изъязвление стали начинается в этих границах раздела. В соответствии с этим, настоящее изобретение частично относится к легированной стали со смещенной реечной микроструктурой, которая не содержит карбиды, нитриды или карбонитриды, а также к способу формирования легированной стали с такой микроструктурой. Настоящее изобретение также относится к определению условий получения этого типа микроструктуры при ограничении выбора и количества легирующих элементов так, чтобы начальная температура Ms мартенсита составляла 350°С или выше. Кроме того, настоящее изобретение относится к определению того, что хотя самоотпуск и другие средства осаждения карбида, нитрида или карбонитрида в смещенной реечной структуре могут быть исключены благодаря высокой скорости охлаждения, некоторые легирующие составы позволяют получить смещенную реечную структуру, свободную от продуктов и осадков самоотпуска, в общем при простом воздушном охлаждении. Эти и другие цели, свойства и преимущества настоящего изобретения будут лучше понятны из следующего далее описания.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
Фиг.1 изображает кинетическую диаграмму преобразования фазы, демонстрирующую процедуры и условия обработки сплавов в соответствии с настоящим изобретением.
Фиг.2 изображает схему, представляющую микроструктуру состава сплава в соответствии с настоящим изобретением.
Фиг.3 представляет диаграмму зависимости напряжения от деформации для четырех сплавов в соответствии с настоящим изобретением.
ОПИСАНИЕ КОНКРЕТНЫХ ВАРИАНТОВ ВОПЛОЩЕНИЯ
Самоотпуск сплава определенного состава происходит, когда фаза, находящаяся в напряженном состоянии из-за перенасыщения легирующим элементом, освобождается от напряжения путем осаждения избыточных количеств легирующего элемента в виде соединения с другим элементом состава сплава таким образом, что полученное в результате соединение оседает в изолированных областях, диспергированных по всей фазе, в то время как остальная часть фазы возвращается в насыщенное состояние. Самоотпуск приводит таким образом к осаждению избыточного углерода в виде карбида железа (Fе3С). Если в сплаве присутствует хром как дополнительный легирующий элемент, некоторое количество избыточного углерода также может осаждаться как трихром дикарбид (Сr3С2), и аналогичные карбиды могут осаждаться с другими легирующими элементами. Самоотпуск также приводит к тому, что избыток азота осаждается в виде нитридов или карбонитридов. Все эти осадки совместно называются в данном описании как "продукты самоотпуска (или продукты, получающиеся при самоотпуске)", и настоящее изобретение направлено на устранение этих продуктов и других продуктов преобразования, которые включают осадки как средство достижения цели снижения восприимчивости сплава к коррозии.
Устранение формирования продуктов самоотпуска и карбидов, нитридов и карбонитридов в общем достигается в соответствии с настоящим изобретением с помощью соответствующего выбора состава сплава и скорости охлаждения в диапазоне перехода мартенсита. Фазовые переходы, которые происходят при охлаждении сплава из фазы аустенита, управляются скоростью охлаждения на любом конкретном этапе охлаждения, и эти преобразования обычно представляют кинетическими диаграммами преобразования фазы, на вертикальной оси которых откладывается температура и на горизонтальной оси - время, которые представляют различные фазы в различных областях диаграммы, а линии между областями представляют условия, при которых происходят переходы из одной фазы в другую. Расположение пограничных линий на диаграмме преобразования фазы и, таким образом, областей, которые определяются этим граничными линиями, являются различными для различных составов сплава.
Пример такой фазовой диаграммы изображен на фиг.1. Диапазон перехода мартенсита представлен областью ниже горизонтальной линии 11, которая представляет начальную температуру Ms мартенсита, и область 12 выше этой линии представляет собой область, в которой преобладает фаза аустенита. С-образная кривая 13 в пределах области 12 над линией Ms разделяет область аустенита на две подобласти. Подобласть 14 слева от "С" представляет собой область, в которой сплав остается полностью в фазе аустенита, в то время как подобласть 15 справа от "С" представляет собой область, в который продукты самоотпуска и другие продукты преобразования содержат карбиды, нитриды или карбонитриды различных морфологий, такие как байнит и перлит, формируются в фазе аустенита. Положение линии Ms и положение и кривизна кривой "С" изменяются при выборе легирующих элементов и количества каждого из них.
Предотвращение формирования продуктов самоотпуска таким образом достигается путем выбора режима охлаждения, при котором устраняется пересечение с подобластью 15 продуктов самоотпуска (внутри кривой "С") или проход через нее. Если, например, используется постоянная скорость охлаждения, режим охлаждения будет представлен прямой линией, которая находится далеко в режиме 14 аустенита в нулевой момент времени и имеет постоянный (отрицательный) наклон. Верхний предел скорости охлаждения, при которой предотвращается попадание в подобласть 15 продуктов самоотпуска, представлен линией 16 на фигуре, которая является касательной к кривой "С". Для предотвращения формирования продуктов самоотпуска или карбидов вообще должна использоваться такая скорость охлаждения, которая представлена линией, проходящей слева от граничной линии 16 (то есть которая начинается в той же нулевой точке, но имеет более крутой наклон).
В зависимости от состава сплава, таким образом, скорость охлаждения, достаточно высокая для удовлетворения этого требования, может представлять собой скорость, для которой требуется использовать водяное охлаждение или скорость, которая может быть получена при воздушном охлаждении. В общем, если количество определенных легирующих элементов в составе сплава, который можно охлаждать воздухом и который имеет достаточно высокую скорость охлаждения, будет уменьшено, необходимо будет увеличить количество других легирующих элементов для сохранения возможности использовать воздушное охлаждение. Например, уменьшение одного или большего количества таких легирующих элементов, как углерод, хром или кремний, может быть скомпенсировано повышением количества такого элемента, как марганец.
Составы сплава, которые, например, содержат (i) от приблизительно 0,05 мас.% до приблизительно 0,1 мас.% углерода, (ii) кремний или хром в концентрации, по меньшей мере, приблизительно 2%, и (iii) марганец в концентрации, по меньшей мере, приблизительно 0,5%, (остальное - железо), предпочтительно охлаждать с помощью процесса закалки в воде. Конкретные примеры таких составов сплава представляют собой (А) сплав, в котором легирующие элементы составляют 2 мас.% кремния, 0,5 мас.% марганца и 0,1% углерода, и (В) сплав, в котором легирующие элементы составляют 2% хрома, 0,5% марганца и 0,05% углерода (железо составляет остальную часть пропорции). Примеры составов сплавов, которые могут охлаждаться с помощью воздушного охлаждения и в которых предотвращается формирование продуктов самоотпуска, представляют собой сплавы, которые содержат в качестве легирующих элементов от приблизительно 0,03 мас.% до приблизительно 0,05 мас.% углерода, от приблизительно 8% до приблизительно 12% хрома, и от приблизительно 0,2% до приблизительно 0,5% марганца (остальную часть пропорции составляет железо). Конкретные примеры таких составов сплавов представляют собой (А) сплавы, содержащие 0,5 мас.% углерода, 8 мас.% хрома и 0,5% марганца и (В) сплавы, содержащие 0,03% углерода, 12% хрома и 0,2% марганца. Следует подчеркнуть, что эти составы представляют собой только примеры. Другие легирующие составы будут очевидны для специалистов в области легированных сталей и специалистов в области кинетических диаграмм преобразования фаз стали.
Как указано выше, предотвращение сдвоения мартенсита во время преобразования фазы достигается путем использования состава сплава, который имеет начальную температуру Ms мартенсита на уровне приблизительно 350°С или выше. Предпочтительное средство достижения этого результата состоит в использовании состава сплава, который содержит углерод в качестве легирующего элемента с концентрацией от приблизительно 0,01 мас.% до приблизительно 0,35 мас.%, более предпочтительно от приблизительно 0,05% до приблизительно 0,20%, или от приблизительно 0,02% до приблизительно 0,15%. Примеры других легирующих элементов, которые также могут быть включены в состав сплава, представляют собой хром, кремний, марганец, никель, молибден, кобальт, алюминий и азот как по отдельности, так и в комбинации. Хром является в особенности предпочтительным ввиду его пассивирующей способности, в качестве дополнительного средства улучшения коррозионной стойкости стали. Когда в состав включен хром, его содержание может быть различным, но в большинстве случаев количество хрома выбирают в диапазоне от приблизительно 1 мас.% до приблизительно 13 мас.% по весу. Предпочтительный диапазон содержания хрома составляет от приблизительно 6% до приблизительно 12%, и наиболее предпочтительный диапазон составляет от приблизительно 8% до приблизительно 10 мас.%. Когда в составе присутствует кремний, его концентрация также может быть различной. Максимальное содержание кремния предпочтительно составляет приблизительно 2 мас.%, и наиболее предпочтительно от приблизительно 0,5% до приблизительно 2,0%.
Процедуры обработки и условия, описанные в четырех американских патентах авторов Thomas и др., ссылки на которые были приведены выше, включающие существующую практику использования полосового стана и проволочного прокатного стана, могут использоваться при выполнении настоящего изобретения для нагрева состава сплава до фазы аустенита, охлаждения сплава из фазы аустенита через область перехода мартенсита и прокатки сплава в одном или большем этапах процесса обработки. В соответствии с этими процедурами, нагрев состава сплава до фазы аустенита предпочтительно производится при температуре до 1150°С или более предпочтительно в диапазоне от приблизительно 900°С до приблизительно 1150°С. Сплав затем выдерживают при этой температуре аустенизации в течение достаточного периода времени для получения по существу полной ориентации элементов в соответствии с кристаллической структурой фазы аустенита. Прокатка выполняется управляемым образом в одном или большем количестве этапов во время процедур аустенизации и охлаждения для деформации зерен кристалла и для накопления энергии деформации в зернах, а также для направления вновь формируемой фазы мартенсита в смещенную реечную структуру реечного мартенсита, разделенного тонкой пленкой задержанного аустенита. Прокатка при температуре аустенизации способствует диффузии легирующих элементов для формирования однородной кристаллической фазы аустенита. Это обычно достигается путем прокатки до вытяжки 10% или больше, и предпочтительно до вытяжки в диапазоне от приблизительно 30% до приблизительно 60%.
Далее может применяться частичное охлаждение, после которого следует дополнительная прокатка, благодаря которой происходит направление зерен и кристаллической структуры в направлении расположения смещенных реек, после чего следует конечное охлаждение, которое выполняется таким образом, чтобы скорость охлаждения позволила исключить попадание в области, в которых формируются продукты самоотпуска или преобразования, как описано выше. Толщина смещенных реек мартенсита и пленок аустенита может изменяться в зависимости от состава сплава и условий обработки и не является критичной для настоящего изобретения. В большинстве случаев, однако, задержанные пленки аустенита составляют от приблизительно 0,5% до приблизительно 15% от объема микроструктуры, предпочтительно от приблизительно 3% до приблизительно 10% и наиболее предпочтительно максимально приблизительно 5%. На фиг.2 изображена схема смещенной реечной структуры сплава с по существу параллельными рейками 21, состоящими из зерен фазы кристаллов мартенсита, причем эти рейки разделены тонкими пленками 22 задержанной фазы аустенита. Для этой структуры следует отметить, что в ней отсутствуют карбиды и осадки, вообще (включая нитриды и карбонитриды), которые присутствуют в структурах известного уровня техники, как дополнительные иглообразные структуры со значительно меньшими размерами, чем две изображенные фазы, и диспергированные по смещенным рейкам мартенсита. Отсутствие этих осадков способствует существенному повышению коррозионной стойкости сплава. Требуемая микроструктура также получается при отливке таких сталей, и при охлаждении с достаточной высокой скоростью для получения микроструктуры, изображенной на фиг.2, как описано выше.
На фиг.3 изображена диаграмма, представляющая зависимость напряженности от деформации для микроструктур четырех сплавов, рассматриваемых в объеме настоящего изобретения, причем все четыре сплава имеют смещенную реечную структуру и не содержат продуктов самоотпуска. Каждый сплав содержит 0,05% углерода с переменным количеством хрома, причем квадратики представляют 2% хрома, треугольники 4%, кружочки 6% и прямая линия 8%. Площадь под каждой кривой напряженности-деформации представляет собой меру вязкости стали и следует отметить, что увеличение содержания хрома приводит к увеличению площади и, следовательно, вязкости, и при этом все четыре уровня хрома дают кривую с достаточной площадью под ней и, следовательно, высокой вязкостью.
Легированные стали в соответствии с настоящим изобретением являются в особенности предпочтительными в продуктах, в которых требуется высокий предел прочности на разрыв и которые изготовляют с использованием обработки, включающей операцию холодной формовки, поскольку микроструктура сплавов сама по себе делает их в особенности пригодными для холодной формовки. Примеры таких продуктов представляют собой листовой металл для автомобилей и проволоку или стержни такие, как используются в автомобильных покрышках с радиальным армированием.
Вышеприведенное описание прежде всего предназначено для иллюстрации. Другие модификации и вариации различных параметров состава сплавов, процедур и условий обработки могут быть выполнены так, что они будут включать основные и новые концепции настоящего изобретения. Они будут очевидны для специалистов в данной области техники и включены в объем настоящего изобретения.

Claims (28)

1. Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, включающий формирование состава сплава, состоящего из железа и по меньшей мере одного из легирующих элементов, и углерода с получением при воздушном охлаждении структуры мартенсита, нагрев сплава до высокой температуры для его аустенизации, когда состав сплава принимает однородную фазу аустенита так, чтобы легирующие элементы перешли в раствор, и охлаждение однородной фазы аустенита с достаточно высокой скоростью, предотвращающей самоотпуск и обеспечивающей получение микроструктуры мартенсита, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода в пропорциях, позволяющих получить начальную температуру мартенситного превращения Ms, по меньшей мере приблизительно составляющую 350°С, с получением при охлаждении на воздухе микроструктуры мартенсита, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут с достаточно высокой скоростью для получения мартенсита с микроструктурой, содержащей рейки мартенсита, перемежающиеся пленками удерживаемого аустенита без образования карбидов.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что нагрев сплава осуществляют до высокой температуры, составляющей 900-1150°С для его аустенизации.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,01 до приблизительно 0,35 мас.% от состава сплава.
4. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,20 мас.% от состава сплава.
5. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,02 до приблизительно 0,15 мас.% от состава сплава.
6. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава, дополнительно содержащий по меньшей мере один легирующий элемент - хром в количестве, достаточном для придания углеродистой стали коррозионной стойкости.
7. Способ по п.6, отличающийся тем, что хром составляет от приблизительно 1 до приблизительно 13 мас.% от состава сплава.
8. Способ по п.6, отличающийся тем, что хром составляет от приблизительно 6 до приблизительно 12 мас.% от состава сплава.
9. Способ по п.6, отличающийся тем, что хром составляет от приблизительно 8 до приблизительно 10 мас.% от состава сплава.
10. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава, дополнительно содержащий по меньшей мере один легирующий элемент - кремний в количестве, достаточном для придания углеродистой стали коррозионной стойкости.
11. Способ по п.10, отличающийся тем, что максимальное количество кремния составляет приблизительно 2,0 мас.% от состава сплава.
12. Способ по п.10, отличающийся тем, что количество кремния составляет от приблизительно 0,5 до приблизительно 2,0 мас.% от состава сплава.
13. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава, дополнительно содержащий по меньшей мере один легирующий элемент - азот, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут с достаточно высокой скоростью для получения мартенсита с микроструктурой, содержащей рейки мартенсита, перемежающиеся пленками удерживаемого аустенита и не содержащей, по существу, карбиды, нитриды и карбонитриды.
14. Способ по п.1, отличающийся, тем, что нагрев сплава осуществляют до высокой температуры в диапазоне от приблизительно 1000 до приблизительно 1050°С.
15. Способ по п.1, отличающийся тем, что нагрев сплава осуществляют до высокой температуры, составляющей максимум приблизительно 1150°С.
16. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут для получения мартенсита с микроструктурой, в которой пленки удерживаемого аустенита составляют от приблизительно 0,5 до приблизительно 15% указанной микроструктуры.
17. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут для получения мартенсита с микроструктурой, в которой пленки удерживаемого аустенита составляют от приблизительно 3,0 до приблизительно 10% указанной микроструктуры.
18. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут для получения мартенсита с микроструктурой, в которой пленки удерживаемого аустенита составляют максимум приблизительно 5,0% указанной микроструктуры.
19. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,1 мас.% от состава сплава и дополнительно содержащего по меньшей мере один легирующий элемент, выбранный из группы, состоящей из кремния и хрома, в количестве по меньшей мере приблизительно 2,0 мас.% и марганец в количестве по меньшей мере приблизительно 0,5 мас.%, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут в воде.
20. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,1 мас.% от состава сплава и дополнительно содержащего по меньшей мере один легирующий элемент, выбранный из группы, состоящей из кремния и хрома, в количестве по меньшей мере приблизительно 2,0 мас.% и марганец в количестве приблизительно 0,5 мас.%, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут в воде.
21. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,03 до приблизительно 0,05 мас.% от состава сплава и дополнительно содержащего по меньшей мере один легирующий элемент - хром, в количестве от приблизительно 8,0 до приблизительно 12,0 мас.% и марганец в количестве от приблизительно 0,2 до приблизительно 0,5 мас.%, и проводят воздушное охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации.
22. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, сталь содержит углерод в пропорциях, позволяющих получить начальную температуру мартенситного превращения Мs, по меньшей мере приблизительно составляющую 350°С, с получением при охлаждении на воздухе структуры мартенсита с микроструктурой, содержащей рейки мартенсита, перемежающиеся с пленками удерживаемого аустенита без образования карбидов.
23. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, содержит от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,2 мас.% углерода и от приблизительно 6,0 до приблизительно 12 мас.% хрома.
24. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, содержит от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,2 мас.% углерода и до приблизительно 2,0 мас.% кремния.
25. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, при котором нагрев состава стали выполняют при максимальной температуре приблизительно 1150°С, а пленки удерживаемого аустенита составляют максимум приблизительно 5,0% от указанной микроструктуры, полученной на стадии охлаждения.
26. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.19.
27. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.20.
28. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.21.
RU2002103374/02A 1999-07-12 2000-03-28 Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом RU2232196C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14332199P 1999-07-12 1999-07-12
US60/143,321 1999-07-12

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2002103374A RU2002103374A (ru) 2003-09-27
RU2232196C2 true RU2232196C2 (ru) 2004-07-10

Family

ID=22503559

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2002103374/02A RU2232196C2 (ru) 1999-07-12 2000-03-28 Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом

Country Status (23)

Country Link
US (1) US6273968B1 (ru)
EP (1) EP1218552B1 (ru)
JP (3) JP2003504514A (ru)
KR (1) KR100650408B1 (ru)
CN (1) CN1141403C (ru)
AT (1) ATE437967T1 (ru)
AU (1) AU768347B2 (ru)
BR (1) BR0006678A (ru)
CA (1) CA2377782C (ru)
CY (1) CY1109520T1 (ru)
DE (1) DE60042654D1 (ru)
DK (1) DK1218552T3 (ru)
ES (1) ES2329646T3 (ru)
HK (1) HK1048142B (ru)
MX (1) MXPA01013294A (ru)
NO (1) NO336435B1 (ru)
NZ (1) NZ516393A (ru)
PT (1) PT1218552E (ru)
RU (1) RU2232196C2 (ru)
TR (1) TR200200061T2 (ru)
UA (1) UA73311C2 (ru)
WO (1) WO2001004365A1 (ru)
ZA (1) ZA200200223B (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2580578C2 (ru) * 2011-05-12 2016-04-10 Арселормитталь Инвестигасьон И Дессарролло Сл Способ изготовления из сверхпрочной мартенситной стали и полученные таким образом лист или деталь

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003129190A (ja) * 2001-10-19 2003-05-08 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
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
US20040149362A1 (en) * 2002-11-19 2004-08-05 Mmfx Technologies Corporation, A Corporation Of The State Of California Cold-worked steels with packet-lath martensite/austenite microstructure
UA80009C2 (en) * 2002-11-19 2007-08-10 Mmfx Technologies Corp Process for production of high-test, high-plastic alloyed carbonaceous steel
US7169239B2 (en) * 2003-05-16 2007-01-30 Lone Star Steel Company, L.P. Solid expandable tubular members formed from very low carbon steel and method
US7214278B2 (en) * 2004-12-29 2007-05-08 Mmfx Technologies Corporation High-strength four-phase steel alloys
CN1328406C (zh) * 2005-06-22 2007-07-25 宁波浙东精密铸造有限公司 一种薄膜奥氏体增韧的马氏体耐磨铸钢及其制造方法
US20070095266A1 (en) * 2005-10-28 2007-05-03 Chevron U.S.A. Inc. Concrete double-hulled tank ship
DE112007001216B4 (de) * 2006-05-17 2013-12-05 National Institute For Materials Science Stahlblechrolle
US8430075B2 (en) * 2008-12-16 2013-04-30 L.E. Jones Company Superaustenitic stainless steel and method of making and use thereof
US20110236696A1 (en) * 2010-03-25 2011-09-29 Winky Lai High strength rebar
US8978430B2 (en) 2013-03-13 2015-03-17 Commercial Metals Company System and method for stainless steel cladding of carbon steel pieces
CN109500099B (zh) * 2018-09-27 2020-05-01 东南大学 一种对低碳钢dsit轧制工艺进行优化的实验方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2395608A (en) 1943-12-10 1946-02-26 United States Steel Corp Treating inherently precipitationhardenable chromium-nickel stainless steel
US2778079A (en) 1952-05-21 1957-01-22 United States Steel Corp Method of controlling the formation of crystals in molten metal as it solidifies
US4086107A (en) 1974-05-22 1978-04-25 Nippon Steel Corporation Heat treatment process of high-carbon chromium-nickel heat-resistant stainless steels
US4170497A (en) * 1977-08-24 1979-10-09 The Regents Of The University Of California High strength, tough alloy steel
US4170499A (en) 1977-08-24 1979-10-09 The Regents Of The University Of California Method of making high strength, tough alloy steel
US4263063A (en) 1979-07-05 1981-04-21 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Process for stabilizing dimensions of duplex stainless steels for service at elevated temperatures
US4613385A (en) 1984-08-06 1986-09-23 Regents Of The University Of California High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same
US4619714A (en) 1984-08-06 1986-10-28 The Regents Of The University Of California Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes
US4671827A (en) 1985-10-11 1987-06-09 Advanced Materials And Design Corp. Method of forming high-strength, tough, corrosion-resistant steel
US5180450A (en) * 1990-06-05 1993-01-19 Ferrous Wheel Group Inc. High performance high strength low alloy wrought steel
AU660928B2 (en) * 1990-06-05 1995-07-13 Ellwood Materials Technologies Company High performance high strength low alloy steel
JP2769422B2 (ja) 1993-04-19 1998-06-25 日立金属株式会社 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法
JPH06306538A (ja) * 1993-04-20 1994-11-01 Kobe Steel Ltd 溶接性に優れた高強度鋼線
DE19614407A1 (de) * 1996-04-12 1997-10-16 Abb Research Ltd Martensitisch-austenitischer Stahl
JP3358951B2 (ja) 1996-09-10 2002-12-24 三菱重工業株式会社 高強度・高靱性耐熱鋳鋼
DE19712020A1 (de) 1997-03-21 1998-09-24 Abb Research Ltd Vollmartensitische Stahllegierung
US5980662A (en) 1997-04-22 1999-11-09 Allegheny Ludlum Corporation Method for batch annealing of austenitic stainless steels

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ГУЛЯЕВ А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977, с.479-482. ГУДРЕМОН Э. Специальные стали. Т.1. - М.: 1959, с.686 и 687. БЛАНТЕР М.Е. Фазовые превращения при термической обработке. - М.: Металлургия, 1962, с.49-61. *
ЖУРАВЛЕВ В.Н., НИКОЛАЕВА О.И. Машиностроительные стали. Справочник. - М.: Машиностроение, 1981, с.230-237. НОВИКОВ И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1978, с.202, 204 и 205. ПОПОВ А.А., ПОПОВА Л.Е. Изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста. - М.: Металлургия, 1965, с.435-437. *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2580578C2 (ru) * 2011-05-12 2016-04-10 Арселормитталь Инвестигасьон И Дессарролло Сл Способ изготовления из сверхпрочной мартенситной стали и полученные таким образом лист или деталь
US10337090B2 (en) 2011-05-12 2019-07-02 Arcelormittal Investigaciòn Y Desarrollo, S.L. Method for the production of very high strength martensitic steel and sheet or part thus obtained
US10895003B2 (en) 2011-05-12 2021-01-19 Arcelormittal Very high strength martensitic steel or part and method of fabrication

Also Published As

Publication number Publication date
MXPA01013294A (es) 2003-09-04
ATE437967T1 (de) 2009-08-15
CN1360640A (zh) 2002-07-24
NZ516393A (en) 2003-01-31
CN1141403C (zh) 2004-03-10
EP1218552A1 (en) 2002-07-03
US6273968B1 (en) 2001-08-14
WO2001004365A1 (en) 2001-01-18
AU3926500A (en) 2001-01-30
NO20020157L (no) 2002-03-11
KR100650408B1 (ko) 2006-11-28
BR0006678A (pt) 2001-05-02
CA2377782A1 (en) 2001-01-18
PT1218552E (pt) 2009-10-22
TR200200061T2 (tr) 2002-06-21
AU768347B2 (en) 2003-12-11
CA2377782C (en) 2009-06-30
NO20020157D0 (no) 2002-01-11
UA73311C2 (ru) 2005-07-15
NO336435B1 (no) 2015-08-17
HK1048142B (zh) 2009-11-20
JP2011202280A (ja) 2011-10-13
EP1218552A4 (en) 2004-12-01
CY1109520T1 (el) 2014-08-13
JP2003504514A (ja) 2003-02-04
JP4810153B2 (ja) 2011-11-09
ES2329646T3 (es) 2009-11-30
DK1218552T3 (da) 2009-11-30
KR20020035833A (ko) 2002-05-15
JP2006009155A (ja) 2006-01-12
HK1048142A1 (en) 2003-03-21
DE60042654D1 (de) 2009-09-10
ZA200200223B (en) 2003-03-26
EP1218552B1 (en) 2009-07-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11085100B2 (en) High strength steel sheet having high Young's modulus and method for manufacturing the same
JP4810153B2 (ja) 優れた機械的および腐食特性の低炭素鋼
JP5719545B2 (ja) 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
JP6163197B2 (ja) 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
KR100912570B1 (ko) 성형성이 뛰어난 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR102044693B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법
JP6032300B2 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US10385431B2 (en) High strength steel sheet having high young's modulus and method for manufacturing the same
CN114867880B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
US11459647B2 (en) High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing same
RU2293769C2 (ru) Трехфазные нанокомпозитные стали
US11035019B2 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
JP7284428B2 (ja) 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板
US11359256B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
NL1015184C2 (nl) Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan.
JP4189192B2 (ja) 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP3990550B2 (ja) 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板とその製造方法
JP4677854B2 (ja) 高周波焼入れ用炭素鋼材および機械構造用部品
RU2816590C1 (ru) Материал для горячей штамповки и способ его получения
RU2813591C1 (ru) Материал для горячей штамповки и способ его получения
CN116368253A (zh) 热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法

Legal Events

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

Effective date: 20180329