RU2368692C2 - Steel, allowing perfect impact elasticity in area of thermal influence of heating during welding - Google Patents
Steel, allowing perfect impact elasticity in area of thermal influence of heating during welding Download PDFInfo
- Publication number
- RU2368692C2 RU2368692C2 RU2007132744/02A RU2007132744A RU2368692C2 RU 2368692 C2 RU2368692 C2 RU 2368692C2 RU 2007132744/02 A RU2007132744/02 A RU 2007132744/02A RU 2007132744 A RU2007132744 A RU 2007132744A RU 2368692 C2 RU2368692 C2 RU 2368692C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- content
- ceh
- value
- toughness
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Область техникиTechnical field
Настоящее изобретение относится к стали, обладающей отличной ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке с подводом тепла в количестве от малого до среднего, а также к способу получения такой стали.The present invention relates to steel having excellent toughness in the heat affected zone (HAZ) when welding with heat input in an amount of small to medium, and also to a method for producing such steel.
Уровень техникиState of the art
Ударная вязкость в зоне термического влияния нагрева низколегированной стали определяется несколькими факторами, к примеру, такими как (1) величина кристаллических зерен, (2) состояние дисперсии твердых фаз, к примеру, таких как высокоуглеродистый мартенсит (М*), верхний бейнит (ВБ) и гранепластинчатый феррит (ГПФ), (3) состояние дисперсионного твердения, (4) наличие какого-либо охрупчивания зерен, а также (5) микросегрегация элементов. Известно, что эти факторы оказывают большое влияние на величину ударной вязкости. В промышленное производство внедряется множество различных технологических процессов, обеспечивающих повышение ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева.Impact strength in the heat affected zone of heating low alloy steel is determined by several factors, for example, such as (1) the size of crystalline grains, (2) the state of dispersion of solid phases, for example, such as high carbon martensite (M *), upper bainite (WB) and face plate ferrite (GPF), (3) the state of dispersion hardening, (4) the presence of any embrittlement of grains, and (5) microsegregation of elements. It is known that these factors have a great influence on the impact strength. Many industrial processes are being introduced into industrial production, providing an increase in impact strength in the zone of thermal influence of heating.
Можно смело утверждать, что наличие таких факторов, которые ухудшают ударную вязкость, вызвано присутствием соответствующих легирующих добавок. Уменьшение содержания легирующих элементов способствует повышению ударной вязкости. Однако всегда существует стремление обеспечить повышенную прочность конструкционной стали. В связи с этим необходимым является введение соответствующих легирующих добавок. То есть стремление к одновременному обеспечению прочности и ударной вязкости является весьма противоречивым с точки зрения определения необходимого содержания тех или иных легирующих добавок. Наблюдается тенденция к разработке такого технологического процесса для обеспечения требуемой ударной вязкости, который не зависел бы от применения каких-либо легирующих добавок.It can be safely stated that the presence of such factors that worsen the toughness is caused by the presence of appropriate alloying additives. Reducing the content of alloying elements increases the toughness. However, there is always a desire to provide increased strength of structural steel. In this regard, the introduction of appropriate alloying additives is necessary. That is, the desire to simultaneously provide strength and toughness is very contradictory in terms of determining the required content of certain alloying additives. There is a tendency to develop such a process to provide the required toughness, which would not depend on the use of any alloying additives.
В качестве отличного технологического приема известно применение стали, которая, по существу, совсем не содержит алюминия (Аl), что обеспечивает ее более высококачественную микроструктуру и, кроме того, правильное соотношение в ней содержания титана (Ti), кислорода (О) и азота (N), при котором подавляется выделение карбоната титана (TiC) и уменьшается дисперсионное твердение, благодаря чему повышается величина ударной вязкости (JP №5-247531А). В этом случае ударная вязкость в зоне термического влияния нагрева определяется соотношениями между влияниями, оказываемыми микроструктурой, и влияниями, оказываемыми отвердевшим слоем, который включает в себя М* (высокоуглеродистый мартенсит). В известном уровне техники данная проблема решалась путем увеличения ударной вязкости матрицы основного материала посредством введения в нее Ni или же иным аналогичным способом. Однако введение в больших количествах Сu, Ni и других дорогостоящих легирующих добавок, необходимых для реализации такого технологического приема, приводит к увеличению производственных затрат. Это становится препятствием в производстве высокопрочной стали, обладающей отличными показателями по такому ее параметру, как CTOD.As an excellent technological technique, it is known to use steel, which essentially does not contain aluminum (Al) at all, which ensures its higher-quality microstructure and, in addition, the correct ratio of titanium (Ti), oxygen (O) and nitrogen ( N), in which the release of titanium carbonate (TiC) is suppressed and dispersion hardening is reduced, thereby increasing the value of impact strength (JP No. 5-247531A). In this case, the toughness in the heat affected zone is determined by the relationships between the effects exerted by the microstructure and the effects exerted by the hardened layer, which includes M * (high-carbon martensite). In the prior art, this problem was solved by increasing the toughness of the matrix of the base material by introducing Ni into it or in another similar way. However, the introduction in large quantities of Cu, Ni and other expensive alloying additives necessary for the implementation of such a technological method leads to an increase in production costs. This becomes an obstacle in the production of high-strength steel, which has excellent performance in such a parameter as CTOD.
Отличительная особенность стали согласно этому изобретению, которая заключается, по существу, в полном отсутствии в ее составе Аl и Nb, нашла свое применение также и в настоящем изобретении. Однако в этом изобретении высоким является содержание С, в связи с чем проблема, связанная с падением величины ударной вязкости при увеличении содержания Мn, продолжает оставаться нерешенной. Кроме того, озабоченность в данном случае вызывает также наличие примесей Nb и V, оказывающих неблагоприятное влияние на величину ударной вязкости.A distinctive feature of the steel according to this invention, which consists essentially in the complete absence of Al and Nb in its composition, has found its application also in the present invention. However, in this invention, the C content is high, and therefore, the problem associated with the drop in impact strength with increasing Mn content remains unresolved. In addition, the presence of Nb and V impurities, which adversely affect the impact strength, is also of concern in this case.
Далее следует отметить, что идеи, предложенные в вышеуказанной публикации, а именно в патенте JP №5-247531А, получили дальнейшее свое развитие в следующей публикации, а именно в патенте JP №2003-147484А, в котором наряду с использованием оксидов Ti предлагается вводить также Nb при одновременном увеличении содержания Мn. Это приводит к снижению начальной температуры превращения аустенита-феррита, благодаря чему подавляется образование твердых фаз с одновременным получением при этом приемлемой микроструктуры, которая позволяет получить значение параметра CTOD, равное -10°С. Однако изобретение согласно вышеуказанной публикации, JP №2003-147484А, все же не позволяет получить достаточно удовлетворительных показателей по такому параметру, как CTOD, который для получения надежных сварных соединений должен находиться в пределах более жесткой нормы на уровне не более -40°С.It should further be noted that the ideas proposed in the above publication, namely in JP patent No. 5-247531A, were further developed in the next publication, namely in JP patent No. 2003-147484A, in which, along with the use of Ti oxides, it is also proposed to introduce Nb while increasing the content of Mn. This leads to a decrease in the initial transformation temperature of austenite-ferrite, due to which the formation of solid phases is suppressed while at the same time obtaining an acceptable microstructure, which allows one to obtain a CTOD value of -10 ° C. However, the invention according to the aforementioned publication, JP No. 2003-147484A, still does not allow to obtain sufficiently satisfactory indices for such a parameter as CTOD, which, in order to obtain reliable welded joints, should be within a more stringent norm at the level of no more than -40 ° С.
Раскрытие изобретенияDisclosure of invention
Настоящее изобретение направлено на создание такой технологии, которая позволила бы сравнительно недорого производить высокопрочную сталь, обладающую отличной ударной вязкостью при ее многослойной сварке с подводом тепла в количестве от малого до среднего. Сталь, получаемая согласно настоящему изобретению, обладает исключительно высокими показателями по такому ее параметру, как CTOD, в пределах зон многослойной сварки с подводом тепла в количестве от малого до среднего по сравнению с уровнями величины ударной вязкости, наблюдающимися в зоне термического влияния нагрева при сварке. Сущность настоящего изобретения заключается в нижеследующем.The present invention is directed to the creation of such a technology that would allow relatively inexpensive to produce high-strength steel with excellent impact strength when it is multilayer welding with heat supply in an amount from small to medium. The steel obtained according to the present invention has extremely high indices for such a parameter as CTOD within the range of multilayer welding with heat supply in an amount from small to medium in comparison with the levels of impact toughness observed in the heat affected zone during welding. The essence of the present invention is as follows.
(1) Сталь, обладающая отличной ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева, характеризуется содержанием, мас.%: С - 0,02-0,06%, Si - 0,05-0,30%, Mn - 1,7-2,7%, P - не более 0,015%, S - не более 0,010%, Ti - 0,005-0,015%, О - 0,0010-0,0045% и N - 0,0020-0,0060%, а остальное - железо и неизбежные примеси, причем количество примесей в смеси ограничивается следующими величинами: Аl - не более 0,004%, Nb - не более 0,003% и V - не более 0,030%, а также сталь имеет величину показателя СеН, определяемую по формуле (А) в пределах не более 0,04:(1) Steel having excellent toughness in the heat affected zone is characterized by its content, wt.%: C - 0.02-0.06%, Si - 0.05-0.30%, Mn - 1.7- 2.7%, P - not more than 0.015%, S - not more than 0.010%, Ti - 0.005-0.015%, O - 0.0010-0.0045% and N - 0.0020-0.0060%, and the rest - iron and inevitable impurities, and the amount of impurities in the mixture is limited by the following values: Al - not more than 0.004%, Nb - not more than 0.003% and V - not more than 0.030%, and steel also has a CeH value determined by the formula (A) within no more than 0.04:
СеН=С+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V (A),CeH = C + 1 / 4Si-1 / 24Mn + 1 / 48Cu + 1 / 32Ni + 1 / 0,4Nb + 1 / 2V (A),
где С, Si, Mn, Cu, Ni, Nb и V - элементы, входящие в состав стали (мас.%).where C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb and V are the elements that make up the steel (wt.%).
(2) Сталь, обладающая отличной ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева по пункту (1), отличающаяся тем, что СеН находится в пределах не более 0,01.(2) Steel having excellent toughness in the heat affected zone of heating according to (1), characterized in that CeH is within no more than 0.01.
(3) Сталь, обладающая отличной ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева по пункту (1) или (2), отличающаяся тем, что дополнительно содержит один или оба из следующих элементов, мас.%: Сu - не более 0,25% и Ni - не более 0,50%.(3) Steel having excellent toughness in the heat affected zone of heating according to (1) or (2), characterized in that it additionally contains one or both of the following elements, wt.%: Cu - not more than 0.25% and Ni - not more than 0.50%.
(4) Способ получения стали, обладающей отличной ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева, отличающийся тем, что нагревают сляб из стали, имеющей содержание компонентов и величину показателя СеН согласно пункту (1), до температуры не более 1100°С с последующей обработкой его в ходе соответствующего регулируемого термомеханического процесса.(4) A method for producing steel having excellent toughness in the heat affected zone, characterized in that a slab of steel having a component content and a CeN value according to paragraph (1) is heated to a temperature of not more than 1100 ° C, followed by processing during an appropriate regulated thermomechanical process.
(5) Способ производства стали, обладающей отличной ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева, отличающийся тем, что нагревают сляб из стали, имеющей содержание в ней компонентов и величину показателя СеН согласно пункту (3), до температуры не более 1100°С с последующей обработкой его в ходе соответствующего регулируемого термомеханического процесса.(5) A method for the production of steel having excellent toughness in the heat affected zone, characterized in that a slab of steel having a content of components and a CeH value according to paragraph (3) is heated to a temperature of not more than 1100 ° C followed by processing it in the course of an appropriate regulated thermomechanical process.
Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings
На фиг.1 показан график зависимости между временем охлаждения с 800 до 500°С и относительным количеством М*.Figure 1 shows a graph of the relationship between the cooling time from 800 to 500 ° C and the relative amount of M *.
На фиг.2 показан график зависимости между величиной показателя СеН и значением параметра CTOD.Figure 2 shows a graph of the relationship between the value of the index of Ce and the value of the parameter CTOD.
Осуществление изобретенияThe implementation of the invention
Согласно исследованию, проведенному изобретателями, значение параметра CTOD в зоне термического влияния нагрева при сварке с подводом тепла в количестве от малого до среднего (1,5-6,0 кДж/мм при толщине листа 50 мм) (значение параметра CTOD при температуре не более -40°С) определяется величиной ударной вязкости в пределах весьма ограниченных зон. Важное значение имеет при этом надлежащий контроль микроструктуры и сокращение содержания элементов, делающих сталь хрупкой. Иными словами, значение параметра CTOD не является соответствующим средним показателем для всего материала в целом, а определяется наличием зон местного охрупчивания. При наличии зон, в которых наблюдается охрупчивание, значение параметра CTOD для стального листового материала заметно снижается даже в тех его зонах, где никакого охрупчивания стали не происходит.According to a study conducted by the inventors, the value of the CTOD parameter in the zone of the heat effect of heating during welding with heat input in an amount from small to medium (1.5-6.0 kJ / mm with a sheet thickness of 50 mm) (CTOD parameter at a temperature of not more -40 ° C) is determined by the impact strength within very limited areas. At the same time, proper control of the microstructure and reduction in the content of elements that make steel brittle are important. In other words, the CTOD parameter value is not the corresponding average for the entire material as a whole, but is determined by the presence of local embrittlement zones. In the presence of zones in which embrittlement is observed, the CTOD parameter value for steel sheet material decreases markedly even in those zones where no embrittlement of steel occurs.
В частности, такими местными зонами, которые оказывают наибольшее влияние на значение параметра CTOD, являются М*, гранепластинчатый феррит (ГПФ) и другие твердые фазы. Для того чтобы подавить образование твердой фазы такого рода, в прошлом необходимо было удерживать упрочняемость стали на сравнительно низком уровне. Это обстоятельство стало фактором, препятствующим получению повышенной прочности.In particular, the local zones that have the greatest influence on the CTOD parameter are M *, face plate ferrite (GPF), and other solid phases. In order to suppress the formation of a solid phase of this kind, in the past it was necessary to keep the steel hardenability at a relatively low level. This circumstance has become a factor preventing the obtaining of increased strength.
Настоящее изобретение характеризуется установлением следующих фактов и их практическим использованием в производстве стали, обладающей высокой ударной вязкостью в зоне термического влияния нагрева.The present invention is characterized by the establishment of the following facts and their practical use in the production of steel having high impact strength in the heat affected zone.
1) В зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке с подводом тепла в количестве от малого до среднего время охлаждения по завершении сварки обычно находится в пределах 60 секунд. Изобретателями установлено, что при таких условиях охлаждения в том случае, если содержание С достаточно мало, посредством соответствующего регулирования содержания других элементов, делающих сталь хрупкой, даже при добавлении Mn в количестве до 2,7%, M* (мартенсит), который оказывает отрицательное влияние на ударную вязкость, больше уже образовываться не будет. На фиг.1 показано относительное количество M* при изменении количества Mn в пределах от 1,7% до 2,7% при содержании C в количестве 0,05% и Si в количестве 0,15%. Установлено, что даже в том случае, если происходит соответствующее изменение содержания Mn, при времени охлаждения с 800 до 500°С в пределах 60 секунд или около того, относительное количество M* становится очень низким. В результате возникает возможность соответственно увеличить содержание Mn, добавление которого в большом количестве считалось в прошлом невозможным из-за того, что это приводило к уменьшению ударной вязкости.1) In the zone of thermal influence of heating (HAZ) when welding with heat supply in an amount from small to medium, the cooling time after welding is usually within 60 seconds. The inventors found that under such cooling conditions, if the content of C is sufficiently low, by appropriately regulating the content of other elements that make the steel brittle, even when Mn is added in an amount of up to 2.7%, M * (martensite), which has a negative impact on toughness, will no longer be formed. Figure 1 shows the relative amount of M * when changing the amount of Mn in the range from 1.7% to 2.7% when the content of C in the amount of 0.05% and Si in the amount of 0.15%. It has been found that even if a corresponding change in the Mn content occurs, with a cooling time from 800 to 500 ° C. within 60 seconds or so, the relative amount of M * becomes very low. As a result, it becomes possible to correspondingly increase the Mn content, the addition of which in large quantities was considered impossible in the past due to the fact that this led to a decrease in toughness.
2) Изобретателями установлено, что содержание компонентов в стали можно будет подобрать соответствующим образом при использовании стали, в основе своей не содержащей Al.2) The inventors found that the content of the components in the steel can be selected appropriately when using steel, basically not containing Al.
3) Посредством соответствующего ограничения содержания Al, Nb и V, присутствующих в стали в качестве примесей, определенными пределами, которые нельзя превышать, изобретателям удалось устранить непредвиденные факторы, снижающие ударную вязкость.3) By appropriately limiting the content of Al, Nb, and V present in the steel as impurities to certain limits that cannot be exceeded, the inventors were able to eliminate unforeseen factors that reduce toughness.
То есть, иными словами, при применении стали, в основе своей не содержащей Al, стало возможным надежное образование TiO и эффективное повышение ударной вязкости.That is, in other words, when using steel, which is basically Al-free, it is possible to reliably form TiO and effectively increase the toughness.
Сочетание этих трех пунктов позволяет обеспечить получение достаточно хорошего значения параметра CTOD в весьма неблагоприятных температурных условиях, т.е. при температуре не выше -20°С, в пределах соответствующей зоны термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке с подводом тепла в количестве от малого до среднего, чего невозможно было добиться вплоть до настоящего времени.The combination of these three points makes it possible to obtain a sufficiently good value of the CTOD parameter under very unfavorable temperature conditions, i.e. at a temperature not higher than -20 ° C, within the corresponding zone of the thermal influence of heating (HAZ) when welding with heat supply in an amount from small to medium, which has not been possible until now.
Даже при образовании М* в очень малых количествах все еще существует необходимость в соответствующем регулировании содержания таких элементов, делающих сталь хрупкой, как С, Si, Cu, Ni, Nb, V и т.п. Более конкретно, существует необходимость в соответствующем регулировании величины показателя СеН, определяемой как С+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V в предварительно задаваемых пределах.Even with the formation of M * in very small quantities, there is still a need for appropriate regulation of the content of elements that make steel brittle, such as C, Si, Cu, Ni, Nb, V, etc. More specifically, there is a need for appropriate adjustment of the CeH value, defined as C + 1 / 4Si-1 / 24Mn + 1 / 48Cu + 1 / 32Ni + 1 / 0.4Nb + 1 / 2V, within predetermined limits.
На фиг.2 представлены результаты, которые получены при производстве 20 кг стали, имеющей следующее содержание компонентов: С - 0,05%, Si - 0,15% и Mn - 1,7-2,7%, посредством вакуумной плавки с последующей прокаткой ее в стальной лист, с учетом данных по нагреву при фактическом трехкратном выполнении сварного соединения в соответствующем устройстве, имитирующем термический цикл, и завершающего испытания, проведенного с целью определения значения параметра CTOD.Figure 2 presents the results obtained in the production of 20 kg of steel having the following content of components: C - 0.05%, Si - 0.15% and Mn - 1.7-2.7%, by vacuum melting, followed by rolling it into a steel sheet, taking into account the data on heating when the weld is actually tripled in the corresponding device that simulates the thermal cycle, and completes the test conducted to determine the value of the CTOD parameter.
Показатель Тδс 0,1 (670,9 СеН-67,6) представляет собой такую температуру, которая наблюдалась в том случае, когда низшее из трех разных значений параметра CTOD, полученных в ходе испытаний, проводившихся при разных температурах, было равно 0,1 мм. Таким образом, прослеживается явная тенденция, по существу, к линейному изменению показателя Тδс 0,1 (значения параметра CTOD) по мере уменьшения показателя СеН. Установлено, что в том случае, если величина показателя СеН падает примерно до 0.01, значение Тδс 0,1 достигает тогда -60°С.The Tδc value 0.1 (670.9 CeH-67.6) represents the temperature observed when the lowest of the three different CTOD values obtained during the tests conducted at different temperatures was 0.1 mm Thus, there is a clear tendency, essentially, to a linear change in the index Tδc 0.1 (CTOD parameter values) as CeN decreases. It was found that in the event that the value of the CeH index falls to about 0.01, the value of Tδc 0.1 reaches then -60 ° C.
Таким образом, удовлетворяя требования, предъявляемые к производимой стали согласно настоящему изобретению, и соответственно регулируя величину показателя СеН, можно добиться получения заданного значения параметра CTOD. В отношении стали, производимой согласно настоящему изобретению, регулирование величины показателя CeH в соответствии с требуемым значением параметра CTOD представляет собой один из отличительных признаков настоящего изобретения. Помимо регулирования величины показателя СеН для получения стали, обладающей как высокой прочностью, так и повышенной величиной показателя СеН, требуется обеспечить также и соответствующее содержание всех прочих легирующих элементов. Ниже здесь приводятся соответствующие ограничения для предельных значений различных величин и разъясняются причины, обусловившие введение этих ограничений.Thus, satisfying the requirements for the steel produced according to the present invention, and accordingly adjusting the value of the CeH index, it is possible to obtain a predetermined value of the CTOD parameter. With respect to the steel produced according to the present invention, adjusting the CeH value in accordance with the desired CTOD value is one of the distinguishing features of the present invention. In addition to regulating the value of the CeN index, in order to obtain steel having both high strength and an increased value of the CeN index, it is also necessary to ensure the corresponding content of all other alloying elements. Below, the corresponding restrictions for the limiting values of various quantities are given and the reasons for the introduction of these restrictions are explained.
Содержание C должно составлять не менее 0,02% с тем, чтобы обеспечить получение необходимой прочности, но в том случае, если оно превышает 0,06%, наблюдается ухудшение ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, а также исключается возможность получения достаточно хорошего значения параметра CTOD, и поэтому содержание C в количестве 0,06% принято в качестве верхнего предела.The content of C must be at least 0.02% in order to obtain the necessary strength, but if it exceeds 0.06%, the impact strength deteriorates in the heat affected zone (HAZ) during welding, and it is also eliminated the possibility of obtaining a sufficiently good value of the CTOD parameter, and therefore the content of C in the amount of 0.06% is taken as the upper limit.
Кремний (Si) препятствует повышению ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, и поэтому предпочтительно применять его в меньшем количестве с тем, чтобы добиться получения хорошего показателя для ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке. Однако в сталь, производимую согласно настоящему изобретению, алюминий (Аl) не добавляется, хотя добавка этого элемента в количестве не менее 0,05% необходима для раскисления. Однако при содержании кремния в количестве свыше 0,30% ухудшается такой показатель, как ударная вязкость в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, и поэтому его содержание в количестве 0,30% принимается в качестве верхнего предела.Silicon (Si) prevents the increase in toughness in the zone of thermal influence of heating (HAZ) during welding, and therefore it is preferable to use it in a smaller amount in order to achieve a good index for toughness in the zone of thermal influence of heating (HAZ) in welding. However, aluminum (Al) is not added to the steel produced according to the present invention, although the addition of this element in an amount of at least 0.05% is necessary for deoxidation. However, when the silicon content is in an amount of more than 0.30%, an indicator such as impact strength in the heat affected zone (HAZ) during welding is deteriorated, and therefore its content in an amount of 0.30% is taken as the upper limit.
Марганец (Mn) представляет собой сравнительно недорогой элемент, оказывающий, тем не менее, весьма большое влияние на микроструктуру с точки зрения ее упорядочения и снижающий величину показателя CeH, благодаря чему добавление этого элемента не оказывает никакого вредного влияния на ударную вязкость в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке с подводом тепла в количестве от малого до среднего, и поэтому весьма желательно было бы обеспечить сравнительно большое содержание этого элемента в составе стали, чтобы добиться получения высокой ее прочности. Однако при содержании этого элемента в количестве свыше 2,7% он способствует сегрегации сляба и облегчает образование ВБ, причиняющего ущерб такому показателю, как ударная вязкость, в связи с чем содержание данного элемента в количестве 2,7% принимается в качестве верхнего предела. Кроме того, при содержании этого элемента в количестве менее 1,7% положительный эффект, получаемый при его применении, будет сравнительно небольшим, в связи с чем содержание данного элемента в количестве 1,7% принимается в качестве нижнего предела. При этом следует отметить, что с точки зрения обеспечения необходимой ударной вязкости предпочтительно было бы установить нижний предел содержания этого элемента, равный 2,0%.Manganese (Mn) is a relatively inexpensive element, which nevertheless exerts a very large influence on the microstructure from the point of view of its ordering and reduces the value of CeH, due to which the addition of this element has no harmful effect on the impact strength in the heat affected zone (HAZ) when welding with heat supply in an amount from small to medium, and therefore it would be highly desirable to provide a relatively large content of this element in the steel composition in order to obtain Exposure to extreme its strength. However, when the content of this element in an amount of more than 2.7%, it contributes to the segregation of the slab and facilitates the formation of WB, causing damage to such an indicator as impact strength, and therefore the content of this element in the amount of 2.7% is taken as the upper limit. In addition, when the content of this element in an amount of less than 1.7%, the positive effect obtained by its use will be relatively small, and therefore the content of this element in an amount of 1.7% is taken as the lower limit. It should be noted that from the point of view of providing the necessary toughness, it would be preferable to set the lower limit of the content of this element equal to 2.0%.
Оба таких элемента, как фосфор (Р) и сера (S), должны применяться лишь в сравнительно небольших количествах исходя из соображений обеспечения необходимой ударной вязкости основного материала, а также соответствующей ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке; однако существуют определенные предельные нормы на их содержание в основном материале при его промышленном производстве. Поэтому верхний предел содержания этих элементов устанавливается равным соответственно 0,015% и 0,010%, предпочтительно 0,008% и 0,005% соответственно.Both elements, such as phosphorus (P) and sulfur (S), should be used only in relatively small quantities based on considerations of ensuring the necessary toughness of the base material, as well as the corresponding toughness in the zone of thermal influence of heating (HAZ) during welding; however, there are certain limit norms on their content in the main material in its industrial production. Therefore, the upper limit of the content of these elements is set equal to 0.015% and 0.010%, preferably 0.008% and 0.005%, respectively.
Согласно настоящему изобретению преднамеренное добавление такого элемента, как алюминий (Al), не предусматривается; однако неизбежно включение его в состав стали в качестве примеси. В результате наличия этой примеси происходит образование окислов алюминия (Al), которые препятствуют образованию окислов титана (Ti), в связи с чем желательно было бы обеспечить сравнительно небольшое содержание алюминия в составе стали; однако существуют определенные предельные нормы на его содержание в основном материале при его промышленном производстве. Поэтому верхний предел содержания этого элемента устанавливается равным 0,004%.According to the present invention, the intentional addition of an element such as aluminum (Al) is not contemplated; however, its inclusion in the composition of steel as an impurity is inevitable. As a result of the presence of this impurity, the formation of aluminum oxides (Al) occurs, which prevent the formation of titanium (Ti) oxides, and therefore it would be desirable to provide a relatively small aluminum content in the steel composition; however, there are certain marginal standards for its content in the main material in its industrial production. Therefore, the upper limit of the content of this element is set equal to 0.004%.
Титан (Ti) образует окислы титана, обеспечивающие получение более высококачественной микроструктуры, что в значительной мере способствует повышению ударной вязкости, но в том случае, если содержание этого элемента будет чрезмерно большим, образуется TiC. При этом наблюдается соответствующее ухудшение такого показателя, как ударная вязкость в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, в связи с чем приемлемое содержание этого элемента находится в пределах 0,005-0,015%.Titanium (Ti) forms titanium oxides, providing a higher-quality microstructure, which greatly contributes to the increase in toughness, but if the content of this element is excessively large, TiC is formed. In this case, there is a corresponding deterioration in such an indicator as impact strength in the zone of thermal influence of heating (HAZ) during welding, and therefore the acceptable content of this element is in the range of 0.005-0.015%.
Кислород (О) необходим для того, чтобы обеспечить образование большого количества окислов титана (Ti). Если кислород содержится в количестве менее 0,0010%, то тогда влияние, оказываемое им, будет сравнительно невелико, тогда как в том случае, когда содержание кислорода превышает 0,0045%, происходит образование крупнозернистых окислов титана (Ti), в результате чего резко ухудшается ударная вязкость, в связи с чем допустимое содержание этого элемента находится в пределах 0,0010-0,0045%.Oxygen (O) is necessary in order to ensure the formation of a large number of titanium (Ti) oxides. If oxygen is contained in an amount of less than 0.0010%, then the influence exerted by it will be relatively small, whereas when the oxygen content exceeds 0.0045%, coarse-grained oxides of titanium (Ti) are formed, resulting in a sharp toughness is deteriorating, and therefore the permissible content of this element is in the range of 0.0010-0.0045%.
Азот (N) необходим для того, чтобы обеспечить образование мелкозернистых нитридов титана (Ti) с целью повышения ударной вязкости основного материала, а также обеспечения соответствующей ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке; но в том случае, если содержание этого элемента менее 0,002%, его влияние незначительно, а если содержание этого элемента превышает 0,006%, то во время изготовления заготовки из такого материала на ней возникают дефекты поверхности, и поэтому верхний предел содержания этого элемента устанавливается равным 0,006%.Nitrogen (N) is necessary in order to ensure the formation of fine-grained titanium nitrides (Ti) in order to increase the toughness of the base material, as well as to provide the corresponding toughness in the heat affected zone of heat (HAZ) during welding; but if the content of this element is less than 0.002%, its effect is insignificant, and if the content of this element exceeds 0.006%, then surface defects occur on it during the manufacture of a workpiece from this material, and therefore the upper limit of the content of this element is set to 0.006 %
Далее следует отметить, что ниобий (Nb) и ванадий (V) представляют собой такие элементы, которые при включении их в состав стали делают ее более хрупкой. Сравнительно большие значения коэффициента, приведенные в формуле (A) для этих элементов, свидетельствуют о том, что их присутствие влечет за собой весьма значительное увеличение показателя CeH, сопровождающееся при этом довольно существенным снижением ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, поэтому в настоящем изобретении не предусматривается преднамеренно вводить указанные элементы в состав стали. Даже в том случае, когда они входят в состав стали в качестве примесей, следует ограничить содержание ниобия (Nb) предельным значением не более 0,003%, сохраняя тем самым необходимую ударную вязкость. Кроме того, следует также ограничить содержание ванадия (V) не более 0,030%, а предпочтительно не более 0,020%.It should further be noted that niobium (Nb) and vanadium (V) are such elements that, when included in the composition of the steel, make it more fragile. The relatively large values of the coefficient given in formula (A) for these elements indicate that their presence entails a very significant increase in CeH, accompanied by a rather significant decrease in toughness in the heat affected zone (HAZ) during welding, therefore, the present invention does not intentionally introduce these elements into the steel composition. Even in the case when they are included in the composition of the steel as impurities, it is necessary to limit the niobium (Nb) content to a limiting value of not more than 0.003%, thereby preserving the necessary toughness. In addition, the content of vanadium (V) should also be limited to not more than 0.030%, and preferably not more than 0.020%.
Наличие таких элементов, как медь (Cu) и никель (Ni), незначительно ухудшает значение ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, способствует повышению прочности основного материала, а также весьма эффективно содействует дальнейшему улучшению свойств этого материала, и поэтому верхние пределы, установленные при введении этих элементов в состав стали, составляют для меди - 0,25% и для никеля - 0,50%.The presence of elements such as copper (Cu) and nickel (Ni) slightly affects the impact strength in the heat affected zone (HAZ) during welding, increases the strength of the base material, and also very effectively contributes to further improvement of the properties of this material, and therefore the upper limits established when these elements were introduced into the steel composition are 0.25% for copper and 0.50% for nickel.
Даже в случае ограничения содержания соответствующих компонентов в составе стали, как это указано здесь в приведенном выше описании, желаемый эффект не может быть получен, если при применении соответствующего способа изготовления не будет образована приемлемая структура материала. В связи с этим необходимо также учитывать и те условия, в которых осуществляется такое производство.Even if the content of the respective components in the composition of the steel is limited, as described here in the above description, the desired effect cannot be obtained if, using the appropriate manufacturing method, an acceptable material structure is not formed. In this regard, it is also necessary to take into account the conditions in which such production is carried out.
Сталь, изготавливаемая согласно настоящему изобретению, предпочтительно производится в промышленных масштабах методом непрерывного литья. Причины этого состоят в том, что скорость охлаждения при затвердевании расплавленной стали достаточно велика и возможно образование в слябе тонкозернистых окислов титана и нитридов титана в больших количествах. Температура повторного нагрева при прокатке сляба должна находиться в пределах не выше 1100°С. Однако в том случае, если температура при повторном нагреве будет все же превышать 1100°С, нитриды титана становятся более грубозернистыми, ударная вязкость основного материала снижается, и при этом нельзя ожидать какого-либо улучшения значения ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке.Steel made according to the present invention is preferably produced on an industrial scale by continuous casting. The reasons for this are that the cooling rate during solidification of the molten steel is high enough and the formation of fine grained titanium oxides and titanium nitrides in a slab is possible in large quantities. The reheating temperature during the rolling of the slab should be in the range of no higher than 1100 ° C. However, if the temperature during repeated heating still exceeds 1100 ° C, the titanium nitrides become coarser-grained, the toughness of the base material decreases, and no improvement in the toughness value in the zone of thermal influence of heating (HAZ) can be expected when welding.
Далее, предложенный способ производства предусматривает повторный нагрев, после которого требуется проведение обработки путем регулируемого термомеханического процесса. Причина этого заключается в том, что даже в том случае, если получены будут превосходные показатели по ударной вязкости в зоне термического влияния нагрева (ЗТВН) при сварке, а ударная вязкость основного материала будет при этом слишком низкой, то получаемая в результате сталь будет недостаточно высококачественной. В качестве таких способов обработки, осуществляемой в ходе соответствующего регулируемого термомеханического процесса, можно указать на следующие: 1) регулируемая прокатка, 2) регулируемая прокатка с ускоренным охлаждением, 3) непосредственное резкое охлаждение-отпуск после прокатки и т.д., однако предпочтительными среди этих способов являются регулируемая прокатка с ускоренным охлаждением и непосредственное резкое охлаждение-отпуск после прокатки.Further, the proposed production method involves reheating, after which processing is required by an adjustable thermomechanical process. The reason for this is that even if excellent impact strength indicators are obtained in the heat affected zone (HAZ) during welding and the impact strength of the base material is too low, the resulting steel will not be high quality . As such processing methods carried out during the corresponding controlled thermomechanical process, one can indicate the following: 1) controlled rolling, 2) controlled rolling with accelerated cooling, 3) direct sharp cooling-tempering after rolling, etc., however, preferred among These methods are controlled rolling with accelerated cooling and direct abrupt cooling-tempering after rolling.
Следует отметить, что после получения стали даже в случае ее повторного нагрева до температуры не ниже, чем точка превращения Аr3, осуществляемого с целью дегидрогенизации и т.д., отличительные признаки настоящего изобретения при этом не нарушаются.It should be noted that after steel is obtained, even if it is reheated to a temperature not lower than the point of conversion of Ar3 carried out for the purpose of dehydrogenation, etc., the distinguishing features of the present invention are not violated.
Кроме того, следует также отметить, что рассмотренный выше способ представляет собой всего лишь только один из примерных способов производства стали согласно настоящему изобретению. Однако способ, который можно применить при производстве стали согласно настоящему изобретению, не ограничивается исключительно только лишь указанным выше способом.In addition, it should also be noted that the above method is just one example of the methods for producing steel according to the present invention. However, the method that can be used in the production of steel according to the present invention is not limited solely to the above method.
ПРИМЕРЫEXAMPLES
Изготовление толстой листовой стали с введением различных компонентов в ее состав было осуществлено с применением непрерывного конвертерного процесса, предназначенного для производства толстой листовой стали. При этом определяли прочность получаемого основного материала и проводили соответствующее испытание сварных соединений с целью определения значения параметра CTOD. Сварочные операции производились способом дуговой сварки под флюсом (ДСФ), который обычно применяется при проведении сварочных испытаний, при этом количество тепла, подводимого в процессе сварки, находилось в пределах от 4,5 до 5,0 кДж/мм при К-образной подготовке кромок стыкового соединения, благодаря чему граница проплавления (ГП) занимала перпендикулярное положение. Испытание с целью определения значения параметра CTOD проводили на листе размером t (толщина листа) × t, надрезанном с целью получения 50%-ной усталостной трещины по границе проплавления (ГП). В таблице 1 приведены результаты, которые были получены при проведении испытаний образцов стали, изготовленных согласно настоящему изобретению, и других образцов стали, представленных для сравнения.The manufacture of thick sheet steel with the introduction of various components in its composition was carried out using a continuous converter process designed for the production of thick sheet steel. In this case, the strength of the obtained base material was determined and a corresponding test of welded joints was carried out in order to determine the value of the CTOD parameter. Welding operations were carried out by the submerged arc welding method (DSF), which is usually used during welding tests, while the amount of heat supplied during the welding process was in the range from 4.5 to 5.0 kJ / mm for K-shaped preparation of edges butt joint, so that the boundary penetration (GP) occupied a perpendicular position. A test to determine the value of the CTOD parameter was performed on a sheet of size t (sheet thickness) × t, notched to obtain a 50% fatigue crack along the penetration boundary (GP). Table 1 shows the results that were obtained during testing of steel samples made according to the present invention, and other steel samples presented for comparison.
Листовая сталь, изготовленная в соответствии с настоящим изобретением (образцы стали №1-20), имела предел текучести (ПТ) не менее 430 Н/мм2 и показала высокие значения ударной вязкости при разрушении, оцениваемые на основании величины параметра CTOD, которая при всех значениях температуры, а именно -20°С, -40°С и -60°С, составляла не менее 0,27 мм.Sheet steel made in accordance with the present invention (steel samples No. 1-20) had a yield strength (PT) of at least 430 N / mm 2 and showed high values of impact strength at fracture, estimated based on the value of the CTOD parameter, which for all values of temperature, namely -20 ° С, -40 ° С and -60 ° С, was not less than 0.27 mm.
В отличие от этого образцы стали №21-26, представленные для сравнения, имели худшие показатели по пределу текучести и параметру CTOD, чем образцы стали, выполненные согласно настоящему изобретению, и не обладали всеми теми свойствами, которые необходимы для листовой стали, применяемой в суровых условиях окружающей среды. В представленном для сравнения образце стали №21 имелась добавка ниобия (Nb), в результате чего содержание ниобия (Nb) в этом образце листовой стали было чрезмерно большим. Величина показателя СеН также стала слишком высокой, вследствие чего параметр CTOD имел слишком низкое значение. Представленный для сравнения образец стали №22 имел слишком большое содержание углерода (С), а также слишком большую величину показателя СеН, вследствие чего параметр CTOD тоже имел низкое значение. Представленные для сравнения образцы стали №23 и 24 имели низкую величину показателя СеН, но при этом содержание в них алюминия (Al) было чрезмерно высоким, образование оксидов титана (Ti) протекало в них недостаточно интенсивно, и поэтому их микроструктура не получилась в достаточной мере мелкозернистой. Представленный для сравнения образец стали №25 имел приблизительно такую же величину показателя СеН, как и образцы стали, выполненные согласно настоящему изобретению, но при этом содержание в нем углерода (С) было слишком низким, а содержание кислорода (О) чрезмерно высоким, вследствие чего прочность основного материала оказалась сравнительно низкой и параметр CTOD тоже имел слишком низкое значение. Представленный для сравнения образец стали №26 имел чрезмерно большое содержание ниобия (Nb), входящего в состав этой стали в виде примеси, и поэтому несмотря на низкую величину показателя СеН предел текучести основного материала и параметр CTOD имели низкие значения.In contrast, steel samples No. 21-26, presented for comparison, had worse yield strength and CTOD parameter than steel samples made according to the present invention, and did not have all the properties that are necessary for sheet steel used in severe environmental conditions. In the steel sample No. 21 for comparison, there was an addition of niobium (Nb), as a result of which the niobium (Nb) content in this steel sheet sample was excessively large. The value of CeH also became too high, as a result of which the CTOD parameter was too low. The steel sample No. 22 presented for comparison had a too high carbon content (C) as well as a too high value of CeH index, as a result of which the CTOD parameter was also low. The steel samples No. 23 and 24 presented for comparison had a low CeH value, but the aluminum (Al) content in them was excessively high, the formation of titanium (Ti) oxides was not intensive enough in them, and therefore their microstructure did not work out sufficiently fine-grained. The steel sample No. 25 presented for comparison had approximately the same CeH value as the steel samples made according to the present invention, but the carbon content (C) was too low and the oxygen content (O) was excessively high, as a result of which the strength of the base material was relatively low and the CTOD parameter was also too low. The steel sample No. 26 presented for comparison had an excessively high content of niobium (Nb), which is part of this steel as an impurity, and therefore, despite the low value of СеН, the yield strength of the base material and the CTOD parameter were low.
ные согласно настоящему изобретениюSamples of steel manufactured
according to the present invention
ные для сравненияOther steel samples presented
ny for comparison
Сталь, изготовленная в соответствии с настоящим изобретением, обладает высокой прочностью, имеет исключительно хорошую характеристику по такому показателю, как величина параметра CTOD в зоне границы проплавления (ГП), где наблюдается наибольшее ухудшение ударной вязкости во время сварки, и показывает отличную ударную вязкость. Благодаря всему этому становится возможным производство таких изделий из высокопрочной стали, которые могут найти свое применение при строительстве различных морских сооружений, сейсмостойких зданий, а также разнообразных других сооружений, возводимых в суровых условиях окружающей среды.The steel made in accordance with the present invention has high strength, has an exceptionally good characteristic in terms of such an indicator as the CTOD parameter in the zone of penetration (GP), where the greatest deterioration in toughness during welding is observed, and shows excellent toughness. Thanks to all this, it becomes possible to manufacture such products from high-strength steel, which can be used in the construction of various offshore structures, earthquake-resistant buildings, as well as various other structures erected in harsh environmental conditions.
Claims (3)
CeH=C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V,
где C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, V - содержание в стали, мас.%, углерода, кремния, марганца, меди, никеля, ниобия и ванадия.1. High-strength steel with excellent toughness in the heat affected zone, containing carbon (C), silicon (Si), manganese (Mn), phosphorus (P), sulfur (S), titanium (Ti), oxygen (O), nitrogen (N), iron (Fe) and unavoidable impurities, characterized in that it additionally contains copper (Cu) and / or nickel (Ni) in the following ratio of components, wt.%: C 0.02-0.06, Si 0.05-0.30, Mn 1.7-2.7, P not more than 0.015, S not more than 0.010, Ti 0.005-0.015, O 0.0010-0.0045, N 0.0020-0.0060, Cu is not more than 0.25 and / or Ni is not more than 0.5, Fe and unavoidable impurities are the rest, and steel contains aluminum (Al) not inevitable impurities Lee 0,004, niobium (Nb) not more than 0,003, and vanadium (V) is not more than 0,030 and has a value CeH index of not more than 0.04, where the indicator is determined as CeH
CeH = C + 1 / 4Si-1 / 24Mn + 1 / 48Cu + 1 / 32Ni + 1 / 0,4Nb + 1 / 2V,
where C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, V - content in steel, wt.%, carbon, silicon, manganese, copper, nickel, niobium and vanadium.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2007132744/02A RU2368692C2 (en) | 2006-12-20 | 2006-12-20 | Steel, allowing perfect impact elasticity in area of thermal influence of heating during welding |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2007132744/02A RU2368692C2 (en) | 2006-12-20 | 2006-12-20 | Steel, allowing perfect impact elasticity in area of thermal influence of heating during welding |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2007132744A RU2007132744A (en) | 2009-03-10 |
| RU2368692C2 true RU2368692C2 (en) | 2009-09-27 |
Family
ID=40528152
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2007132744/02A RU2368692C2 (en) | 2006-12-20 | 2006-12-20 | Steel, allowing perfect impact elasticity in area of thermal influence of heating during welding |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2368692C2 (en) |
-
2006
- 2006-12-20 RU RU2007132744/02A patent/RU2368692C2/en active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2007132744A (en) | 2009-03-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100957970B1 (en) | High-strength and high-toughness thick steel plate and method for producing the same | |
| KR102255821B1 (en) | Ultra-thick steel plate having high strength and excellent low-temperature impact toughness and method for manufacturing thereof | |
| JP2009127069A (en) | High toughness steel plate for line pipe, and its manufacturing method | |
| KR102209581B1 (en) | The steel plate having excellent heat affected zone toughness and method for manufacturing thereof | |
| EP2060643B1 (en) | Steel excelling in toughness at region affected by welding heat | |
| JP4751341B2 (en) | Steel excellent in CTOD of weld heat affected zone and method for producing the same | |
| KR101467049B1 (en) | Steel sheet for line pipe and method of manufacturing the same | |
| KR101412427B1 (en) | High strength steel plate and method for manufacturing the steel plate | |
| JP3981615B2 (en) | Non-water-cooled thin low yield ratio high-tensile steel and method for producing the same | |
| JP4949210B2 (en) | Steel excellent in toughness of weld heat-affected zone and method for producing the same | |
| KR20140056760A (en) | Steel for pressure vessel and method of manufacturing the same | |
| KR100723201B1 (en) | High strength and toughness steel having superior toughness in multi-pass welded region and method for manufacturing the same | |
| JP4133175B2 (en) | Non-water cooled thin low yield ratio high strength steel with excellent toughness and method for producing the same | |
| JP5008879B2 (en) | High strength steel plate with excellent strength and low temperature toughness and method for producing high strength steel plate | |
| JP4959402B2 (en) | High strength welded structural steel with excellent surface cracking resistance and its manufacturing method | |
| JP2005213534A (en) | Method for producing steel material excellent in toughness at welding heat affected zone | |
| JP2006241510A (en) | Steel for high strength welded structure having excellent low temperature toughness in high heat input weld haz and its production method | |
| JPS625216B2 (en) | ||
| KR101546132B1 (en) | Extremely thick steel sheet and method of manufacturing the same | |
| RU2368692C2 (en) | Steel, allowing perfect impact elasticity in area of thermal influence of heating during welding | |
| JP4742597B2 (en) | Production method of non-tempered high strength steel | |
| KR20160078772A (en) | The steel sheet having excellent heat affected zone toughness and method for manufacturing the same | |
| JP3736209B2 (en) | High tensile steel with excellent weld toughness and manufacturing method thereof | |
| KR20150076888A (en) | Extremely thick steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101467030B1 (en) | Method for manufacturing high strength steel plate |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PC43 | Official registration of the transfer of the exclusive right without contract for inventions |
Effective date: 20140804 |
|
| PD4A | Correction of name of patent owner |