RU2493287C2 - Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства - Google Patents

Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства Download PDF

Info

Publication number
RU2493287C2
RU2493287C2 RU2011131056/02A RU2011131056A RU2493287C2 RU 2493287 C2 RU2493287 C2 RU 2493287C2 RU 2011131056/02 A RU2011131056/02 A RU 2011131056/02A RU 2011131056 A RU2011131056 A RU 2011131056A RU 2493287 C2 RU2493287 C2 RU 2493287C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
less
initiation
rolling
cracks
ferrite
Prior art date
Application number
RU2011131056/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2011131056A (ru
Inventor
Тэруки САДАСУЭ
Сатоси ИГИ
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
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 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Publication of RU2011131056A publication Critical patent/RU2011131056A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2493287C2 publication Critical patent/RU2493287C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к стальным плитам, используемым для изготовления сварных конструкций, таких как трубопроводы, мосты и архитектурные сооружения, которым необходима структурная безопасность. Сляб, имеющий состав, мас.%: C: от 0,02 до 0,2, Si: от 0,01 до 0,5, Mn: от 0,5 до 2,5, P: 0,05 или менее, S: 0,05 или менее, Al: 0,1 или менее, N: 0,01 или менее и остальное Fe и неизбежные примеси, нагревают до 1000°C или выше. Выполняют прокатку до получения плиты, проводимую таким образом, чтобы степень обжатия прокатки в температурном диапазоне 900°C или выше составляла 50% или более, а конечная температура прокатки была в пределах от точки Ar3 до Ar3-50°C. Начинают охлаждать водой при температуре в пределах от Ar3-10°C до Ar3-70°C и заканчивают охлаждение водой при 500°C или ниже. Плиты имеют микроструктуру в положении 1/4 своей толщины, содержащую феррит в качестве мягкой фазы и бейнит, мартенсит или смешанную бейнит/мартенситную составляющую в качестве твердой фазы, долю по площади твердой фазы от 50 до 90% и среднее аспектное отношение зерен феррита 1,5 или более. Повышается стойкости к инициированию вязких трещин как основного металла, так и зоны, подвергнутой действию сварочного тепла. 2 н. и 3 з.п. ф-лы, 4 ил., 4 табл., 1 пр.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к стальным материалам, пригодным для использования в сварных конструкциях, таких как трубопроводы, мосты и архитектурные сооружения, которым необходима структурная целостность, а также к способу их производства, и, в частности, относится к стальным материалам с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и к базовому материалу. Более конкретно, целью изобретения являются стальные материалы для конструкций, обладающие высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, которые характеризуются пределом прочности при растяжении 490 МПа или выше и высокой ударной вязкостью при температуре перехода вязко-хрупкого разрушения в ударном тесте Шарпи (согласно нормам JIS Z 2242) vTrs=0°C или ниже.
Уровень техники
Известно, что когда сварные конструкции, такие как трубопроводы, мосты и здания, подвергаются воздействию больших внешних сил от землетрясений и т.п., в зоне концентрации напряжения, такой как основание сварного шва, возникает вязкая трещина, которая служит инициирующим фактором для хрупкого разрушения, что в некоторых случаях приводит к разрушению и поломке конструкций.
Чтобы избежать таких разрушений и поломок сварных конструкций важно, чтобы образующие их стальные материалы обладали высокой стойкостью к инициированию вязких трещин.
В патентном документе JP 2008-202119 раскрыт стальной материал с высоким пределом прочности на растяжение, обладающий высокой стойкостью к инициированию вязких трещин, у которого в микроструктуре поверхностной зоны материала стали доля ферритных участков составляет от 10 до 40%, доля бейнитных участков равна 50% или более и средний размер зерна равен 5 мкм или меньше.
В патентном документе JP 2000-328177 раскрыта стальная плита, обладающая высокой способностью к остановке трещин и стойкостью к инициированию вязких трещин, микроструктура которой в существенной степени образована ферритной структурой, перлитной структурой и бейнитной структурой, и при разделении на три слоя как поверхностных зон, так и центральной зоны в направлении толщины стальной плиты, каждая зона обладает специфической микроструктурой.
Обе поверхностные зоны стальной плиты образованы слоем, который имеет 50% или более ферритной структуры, содержащей ферритные зерна, эквивалентный диаметр (в расчете на окружность) которых равен 7 мкм или меньше, а коэффициент пропорциональности на 5% или более толщины плиты для каждой из структурных зон составляет от 2 до 4, и доля по площади бейнита на участке составляет от 5 до 25% или менее. Центральная зона в направлении толщины стальной плиты образована слоем, который содержит ферритные зерна, эквивалентный диаметр (в расчете на окружность) которых составляет от 4 до 10 мкм, а отношение ширины к толщине равно 2 или менее для 50% или более толщины плиты, причем доля по площади бейнита в зонах равна 10% или менее.
Более конкретно, технология патентного документа JP 2000-328177 сосредоточена на стальной плите, у которой в направлении толщины плиты от поверхности имеются три слоя, имеющие ферритно-перлитную структуру, содержащую различающиеся по аспектному отношению (отношение ширины к толщине) ферритные зерна, и у которой при этом бейнитная структура, представляющая собой твердую фазу, необходимым образом диспергирована в мягкой фазе, которой является ферритно-перлитная структура. Такая технология повышает способность к остановке трещин путем четкого образования подвергнутых обработке ферритных зерен, обладающих высоким аспектным отношением, а также необходимым образом осуществленного диспергирования бейнитной структуры на каждой из поверхностных зон, входящих в три зоны стальной плиты, и в то же время улучшает характеристики растяжения, которые являются важными в отношении вязкого разрушения при комнатной температуре, путем регулирования центральной зоны стальной плиты таким образом, чтобы она имела однородную структуру равноосных ферритных зерен при одновременном подавлении бейнитной структуры, в результате чего достигаются противоречащие одна другой характеристики «способности останавливать трещины» и характеристики «вязкого разрушения» благодаря сведению поверхностных зон и центральной зоны стальной плиты к трехслойной структуре.
Технология патентного документа JP 2003-221619 сосредоточена также на технологии получения деформированных ферритных зерен в поверхностной зоне стальной плиты в случае ферритно-перлитной стали, а также доведения микроструктуры центральной зоны до однородной структуры равноосных ферритных зерен подобно тому, что имеет место в случае технологии патентного документа JP 2000-328177.
Более конкретно, в патентном документе JP 2003-221619 раскрыт способ производства толстой стальной плиты с высокими способностью останавливать трещины и характеристиками вязкого разрушения, в котором условия прокатки строго контролируются таким образом, чтобы поверхностная зона стальной плиты имела специфическую микроструктуру.
Более конкретно, если толщину во время прокатки плиты выразить как t, эквивалентное пластическое напряжение ε, оцениваемое как ε≥0,5 в нерекристаллизационной температурной зоне от точки перехода Ar3 или выше до 900°С или ниже, придается зоне поверхностного слоя толщиной 0,05 t или больше на расстоянии 0,15 t или меньше от обеих поверхностей в направлении толщины плиты.
После этого зону поверхностного слоя охлаждают до температурного диапазона от 450 до 650°С со скоростью охлаждения от 2 до 15°С/сек, поддерживая при этом температуру центральной зоны, определяемую как зона от t/4 до 3t/4 толщины плиты, при точке перехода Ar3 или выше в течение периода времени, когда остаточная и кумулятивная эквивалентная пластическая деформация εr зоны поверхностного слоя будет удовлетворять εr≥0,5, после чего прокатку повторяют.
При повторном проведении прокатки для завершения прокатки при температуре превращения Ar3 или выше центральной зоне придают остаточную и кумулятивную эквивалентную пластическую деформацию εr, выражаемую как 0,35≤εr<0,55, и при этом производят рекуперацию тепла поверхностного слоя до точки превращения Ar3 или ниже путем переработки тепла и внутреннего теплосодержания, после чего охлаждение проводят таким образом, чтобы средняя скорость охлаждения составляла от 1 до 10°С/сек.
Все технологии указанных патентных документов относятся к технологиям образования тонких субзерен в аустените с целью миниатюризации структуры после превращения путем проведения прокатки вне пределов рекристаллизационной зоны (в температурной зоне тонких зерен) аустенита или проведения прокатки при температуре конца прокатки равной Ar3 или выше.
Раскрытие изобретения
Проблемы, которые должно решить изобретение
Однако, согласно технологиям патентных документов JP 2008-202119, 200-328177 и 203-221619, когда структура поверхностного слоя меняется на структуру зоны, подвергнутой воздействию сварочного тепла в результате сварки и т.п., возникает проблема потери стойкости к инициированию вязких трещин.
Кроме того осложняется производственный процесс во всех окалиноломателях, используемых для обработки поверхности сляба, извлекаемого из нагревательной печи, описанной в примерах патентного документа JP 203-221619, двухстадийной прокатки, состоящей из прокатки в диапазоне температур измельчения и прокатки в зоне установочной температуры, описанных в примерах патентного документа 200-328177, и различных типов контроля прокатки или температуры для отдельного создания структуры поверхностного слоя и структуры внутри стальной плиты, описанных в патентном документе 2008-202119.
С учетом проблем указанных выше существующих технологий целью настоящего изобретения является создание стальных материалов с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базового материала с помощью простого способа, а также способ их производства.
Средства для решения проблем
Для достижения названной цели авторы настоящего изобретения провели обширные исследования на микроструктуре базового материала с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и обнаружили, что, когда микроструктура базового материала имеет феррит и твердую фазу, в которой среднее аспектное отношение феррита и доля по площади твердой фазы заданы для положения 1/4 толщины плиты, представляющей усредненную структуру в направлении толщины стальной плиты, стойкость к инициированию вязких трещин является также высокой и в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла, и такой стальной материал обладает также высокой стойкостью к инициированию вязких трещин у базового материала и способствует условиям производства стальной плиты, обладающей микроструктурой.
Настоящее изобретение выполнено на основе полученных данных и дополнительных исследований и, более конкретно, состоит в следующем:
(1) Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал имеют состав (в масс %): С: от 0,02 до 0,2%, Si: от 0,01 до 0,5%, Mn: от 0,5 до 2.5%, P: 0,05% или менее, S: 0,05% или менее, A1: 0,1% или менее, N: 0,01% или менее и остальное Fe и неизбежные примеси, микроструктура которого в положении 1/4 толщины плиты содержит феррит и твердую фазу и при этом доля по площади этой твердой фазы составляет от 15 до 90% а среднее аспектное отношение феррита равно 1,5 или более.
(2) Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал дополнительно содержат (в масс %) по своему химическому составу один или более элементов, выбранных из: Cu: от 0,01 до 2%, Ni: от 0,01 до 5%, Cr: от 0,01 до 3%, Мо: от 0,01 до 2%, Nb 0,1% или менее, V: 0,1% или менее, Ti: 0,1% или менее, В: 0,01% или менее, Са: 0,01% или менее и Р3М: 0,1% или менее.
(3) Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал согласно (1) или (2), в которых структура на поверхности стальной плиты содержит феррит и твердую фазу, доля по площади феррита превышает 40% и среднее аспектное отношение зерен феррита превышает 2.
(4) Способ производства стального материала с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базового материала, который включает повторный нагрев стального базового материала, имеющего химический состав согласно (1) или (2), до 1000°С или выше, прокатку его, проводимую таким образом, чтобы степень обжатия прокатки в температурном диапазоне 900°С или выше составляла 50% или более, а конечная температура прокатки была в пределах от точки Ar3 до Ar3-50°С, начало охлаждения водой было в пределах от Ar3-10°С до Ar3-70°С и окончание охлаждения водой при 500°С или ниже.
(5) Способ производства стального материала с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базового материала согласно (4), который включает кроме того проведение после охлаждения водой операции отжига при температуре ниже наивысшей температуры нагрева, точки Ac1.
Преимущества
Согласно изобретению, можно легко и стабильно производить в крупном масштабе стальной материал, способный подавлять инициирование вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, который может подавлять инициирование вязких трещин от зоны концентрации напряжений, такой как основание сварного шва, и предотвращать обрушение или поломку стальных конструкций даже тогда, когда стальные конструкции сильно деформируются, например, при землетрясениях и т.п., получая при этом превосходные результаты.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 - схема, иллюстрирующая способ тестирования зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, на инициирование вязких трещин.
Фиг.2 - схема, иллюстрирующая влияние доли по площади твердой фазы и среднего аспектного отношения феррита на инициирование вязких трещин на материале, испытывающем моделируемый тепловой цикл при 1400°С.
Фиг.3 - схема, иллюстрирующая способ тестирования базового материала на инициирование вязких трещин.
Фиг.4 - схема, иллюстрирующая влияние доли по площади твердой фазы и среднего аспектного отношения феррита на инициирование вязких трещин на базовом материале.
Осуществление изобретения
В изобретении обусловлены химический состав и микроструктура. В описании химического состава, если не указано иное, вместо «масс %» просто указывается «%».
Химический состав
С: от 0,02 до 0,2%
С является элементом, обладающим способностью повышать прочность стали и, в частности в данном изобретении, способствует генерированию твердой фазы. Чтобы получить такой эффект, необходимо содержание С 0,02% или выше. В то же время, если содержание С превышает 0,2%, ухудшаются пластичность или способность к гнутью и при этом также ухудшается свариваемость. По этой причине содержание С ограничивается диапазоном от 0,02 до 0,2%. Более предпочтительно содержание С от 0,02 до 0,18%.
Si: от 0,01 до 0,5%
Si действует как раскисляющий агент и обладает способностью образовывать твердый раствор для повышения прочности стали. Чтобы получить такой эффект, необходимо содержание Si 0,01% или выше. В то же время, если содержание Si превышает 0,5%, понижается ударная вязкость и при этом также ухудшается свариваемость. По этой причине содержание Si ограничивается диапазоном от 0,01 до 0,5%. Более предпочтительно содержание Si от 0,01 до 0,4%.
Mn: от 0,1 до 2,5%
Mn обладает способностью повышать прочность стали, а также повышать ударную вязкость за счет улучшения прокаливаемости. Чтобы получить такой эффект, необходимо содержание Mn 0,1% или выше. В то же время, если содержание Mn превышает 2,5%, ухудшается свариваемость. По этой причине содержание Mn ограничивается диапазоном от 0,1 до 2,5%. Более предпочтительно содержание Mn от 0,5 до 2,0%.
P: 0,05% или ниже
Поскольку P является причиной снижения ударной вязкости, содержание P по-возможности снижают, но его содержание до 0,05% допустимо. По этой причине содержание P ограничивается 0,05% или ниже. Более предпочтительно содержание P 0,04% или ниже.
S: 0,05% или ниже
Поскольку S присутствует как включение в сталь и ухудшает пластичность и ударную вязкость, содержание S преимущественно по-возможности снижают. Однако допустимо содержание до 0,05%. По этой причине содержание S ограничивается 0,05% или ниже. Более предпочтительно содержание S 0,04% или ниже.
А1: 0,1% или ниже
А1 является элементом, который действует как раскисляющий агент, а также способствует измельчению кристаллических зерен. Однако избыточное содержание А1 в количестве, превышающем 0,1%, приводит к снижению ударной вязкости. По этой причине содержание А1 ограничивается 0,1% или ниже. Более предпочтительно содержание А1 0,05% или ниже.
N: 0,01% или ниже
N является элементом, который повышает прочность стали путем упрочнения твердого раствора аналогично С.Однако избыточное содержание N приводит к снижению ударной вязкости. По этой причине содержание N ограничивается 0,01% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,005% или ниже.
Приведенные выше химические составы являются базовыми химическими составами, но в зависимости от требуемых свойств состава по изобретению могут дополнительно содержать один, два или более элементов, выбранных из Си: от 0,01 до 2%, Ni: от 0,01 до 5%, Cr: 0,01 до 3%, Мо: от 0,01 до 2%, Nb: 0,1% или ниже, V: 0,1% или ниже, Ti: 0,1% или ниже, В: 0,01% или ниже, Са: 0,01% или ниже и РЗМ: 0,1% или ниже.
Cu: от 0,01 до 2%
Cu является элементом, обладающим способностью повышать прочность стали путем улучшения прокаливаемости или твердого раствора. Чтобы обеспечить такой эффект, необходимо содержание Cu 0,01% или выше. В то же время, если содержание Cu превышает 2%, ухудшается свариваемость, а также возникает вероятность появления трещин в процессе производства стальных материалов. По этой причине в случае добавления Cu ее содержание лежит в пределах от 0,01 до 2%. Более предпочтительно содержание Cu от 0,01 до 1%.
Ni: от 0,01 до 5%
Ni добавляют в случае необходимости, поскольку Ni способствует повышению низкотемпературной ударной вязкости, улучшению прокаливаемости и предотвращению горячей пластичности Cu в случае содержания Cu. Такой эффект наблюдается, если Ni содержится в количестве 0,01% или выше. Однако добавление 5% или более приводит к снижению стоимости стального материала, а также к ухудшению свариваемости, По этой причине в случае добавления Ni его содержание лежит в пределах от 0,01 до 5%. Более предпочтительно содержание Ni от 0,01 до 4,5%.
Cr: от 0,01 до 3%
Cr добавляют в случае необходимости с целью повышения прочности стальных материалов путем улучшения прокаливаемости или повышения стойкости к размягчению при отпуске. Такой эффект проявляется, если Cr содержится в количестве 0,01% или выше. В то же время добавление сверх 3% ухудшает свариваемость и снижает ударную вязкость. По этой причине в случае добавлении Cr его содержание лежит в пределах от 0,01 до 3%. Более предпочтительно содержание Cr от 0,01 до 2,5%.
Мо: от 0,01 до 2%
Мо добавляют в случае необходимости с целью повышения прочности стальных материалов путем улучшения прокаливаемости или повышения стойкости к размягчению при отпуске. Такой эффект проявляется, если Мо содержится в количестве 0,01% или выше. В то же время добавление сверх 2% ухудшает свариваемость или снижает ударную вязкость. По этой причине в случае добавления Мо его содержание лежит в пределах от 0,01 до 2%. Более предпочтительно содержание Мо от 0,01 до 1%.
Nb: 0,1% или ниже
Nb является элементом, который выделяется при отпуске в виде карбида или карбонитрида и повышает прочность стали в результате упрочнения осадков. Кроме того Nb обладает также способностью измельчать аустенитные зерна во время прокатки, что повышает ударную вязкость. Чтобы получить такие эффекты, предпочтительно содержание 0,001% или выше. Однако содержание свыше 0,1% снижает ударную вязкость. По этой причине в случае добавления Nb, его содержание равно 0,1% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,05% или ниже.
V: 0,1% или ниже
V является элементом, который выделяется при отпуске в виде карбида или карбонитрида и повышает прочность стали в результате упрочнения осадков. Кроме того V обладает также способностью измельчать аустенитные зерна во время прокатки, что повышает ударную вязкость. Чтобы получить такие эффекты, предпочтительно содержание 0,001% или выше. Однако содержание свыше 0,1% снижает ударную вязкость. По этой причине в случае добавления V, его содержание равно 0,1% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,05% или ниже.
Ti: 0,1% или ниже
Ti добавляют в случае необходимости, поскольку Ti влияет на измельчение аустенита в зоне подвергнутой действию сварочного тепла, в результате чего повышается ударная вязкость. Чтобы получить этот эффект, предпочтительно содержание 0,001% или выше. Однако добавление свыше 0,1% снижает ударную вязкость, а также приводит к резкому росту стоимости стального материала. По этой причине в случае добавления Ti его содержание равно 0,1% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,05% или ниже.
В: 0,01% или ниже
В добавляют в случае необходимости, поскольку В оказывает влияние на улучшение закаливаемости и повышение прочности стали при малом его содержании. Чтобы получить такой эффект, предпочтительно содержание 0,0001% или выше. Однако добавление свыше 0,01% ухудшает свариваемость. По этой причине в случае добавления В его содержание равно 0,01% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,005% или ниже.
Са: 0,01% или ниже
Са добавляют в случае необходимости, поскольку Са повышает ударную вязкость базового материала путем регулирования формы включения CaS и кроме того повышает ударную вязкость зоны, подвергнутой действию сварочного тепла. Чтобы получить эти эффекты, предпочтительно содержание 0,0001% или выше. Однако добавление свыше 0,01% снижает ударную вязкость из-за увеличения количества включения CaS. По этой причине в случае добавления Са его содержание равно 0,01% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,009% или ниже.
РЗМ: 0,1% или ниже
РЗМ являются элементами, которые повышает ударную вязкость зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и добавляются в случае необходимости. Чтобы получить указанный эффект, предпочтительно содержание 0,0001% или выше. Однако добавление свыше 0,1% снижает ударную вязкость. По этой причине в случае добавления РЗМ его содержание равно 0,1% или ниже. Более предпочтительно содержание 0,05% или ниже.
РЗМ является общим названием для Y, Се и т.п., которые являются редкоземельными элементами, а количество добавки, как принято в заявке, относится к общему количеству этих редкоземельных элементов.
Микроструктура
Стальной материал согласно изобретению имеет микроструктуру, в которой структура в положении 1/4 толщины плиты содержит феррит и твердую фазу, доля по площади твердой фазы составляет от 50 до 90%, а среднее аспектное отношение ферритных зерен равно 1,5 или больше. Если доля по площади твердой фазы меньше 50% или превышает 90%, или аспектное отношение ферритных зерен меньше 1,5, имеется вероятность возникновения инициирования вязких трещин.
Верхний предел среднего аспектного отношения ферритных зерен не требует строгого регламентирования и равен 5 или менее в зависимости от производительности и т.п.прокатного стана. Доля по площади твердой фазы, более предпочтительно, составляет от 52 до 90%, а среднее аспектное отношение ферритных зерен, более предпочтительно, равно 1,6 или больше. Более предпочтительно, чтобы среднее аспектное отношение было равно 1,7 или больше.
В двухфазной смешанной структуре, содержащей феррит и твердую фазу, отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении (отношение Y/T) у базового материала снижается, а концентрация деформаций в зоне концентрации напряжений возникает чаще даже в базовом материале как таковом или даже после моделируемого теплового цикла, моделирующего зону, подвергнутую действию сварочного тепла. Такого эффекта не получают в случае одной фазы феррита или одной твердой фазы.
В стальном материале согласно изобретению структура поверхности стальной плиты (в положении 1 мм от поверхности плиты) содержит феррит и твердую фазу, где доля по площади феррита превышает 40% и, более предпочтительно, составляет 50% или более. Среднее аспектное отношение ферритных зерен превышает 2. Если доля по площади феррита меньше 40% или среднее аспектное отношение ферритных зерен равно 2 или менее, стойкость к инициированию вязких трещин в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла, является низкой.
Твердой фазой в настоящем изобретении является бейнит, мартенсит или смешанная бейнит/мартенситная структура и при этом твердая фаза содержит 5% или меньше по площади островкового мартенсита (М-А-составляющего, или МА).
Фиг.2 иллюстрирует результаты изучения стойкости к инициированию вязких трещин с использованием моделируемого цикла нагрева образца зоны сварки (наивысшая температура нагрева 1400°С). Как это проиллюстрировано на фиг.2, когда доля по площади твердой фазы базового материала составляет от 50 до 90%, среднее аспектное отношение его феррита равно 1,5 или больше, а инициирование вязких трещин не наблюдается также и после моделируемого теплового цикла.
Результаты, иллюстрируемые на фиг.2, были получены на образцах с толщиной 12 мм (параллельно направлению толщины)×12 мм по ширине × 200 мм в длину от центра на 1/4 толщины плиты (от центра на 1/2 толщины плиты в случае толщины плиты 25 мм или меньше) из стальных материалов, полученных в результате производства стали, имеющей состав в рамках изобретения, с помощью различных способов производства, с последующим изменением микроструктуры и проведением моделируемого теплового цикла (время достижения наивысшей температуры нагрева: 6 сек, скорость охлаждения от наивысшей температуры нагрева до комнатной температуры: 40°С/сек) сварной зоны с использованием испытательного стенда Глибла, в результате чего были получены эталонные материалы.
На фиг.1 иллюстрируются форма образца и условия испытания. Эталонный материал (образец 1), который подвергают моделируемому тепловому циклу, в толще которого сделан боковой надрез длиной 3 мм в направлении толщины плиты в центр зоны 2 моделируемого теплового цикла эталонного материала (образца 1), фиксируют с помощью тисков 5, после чего прилагают растягивающую нагрузку (стрелка 6) до перемещения на 0,6 мм закрепленного измерителя 3 между привинченными опорными ребрами 4, нагрузку снимают, после чего образец стачивают до центральной зоны и полируют до зеркального блеска и оценивают наличие на верхушке надреза инициирования трещин. Случай, когда вязкая трещина от дна надреза имеет длину 50 мкм или больше расценивают как инициирование трещины.
Как полагают, иллюстрируемые на фиг.2 результаты получены благодаря тому факту, что отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении (отношение Y/T) (0,2% условный предел текучести/предел прочности при растяжении) в структуре также снизилось после моделируемого теплового цикла и степень концентрирования деформаций в зоне верхушки надреза снизилась благодаря использованию базового материала, имеющего сложную структуру феррита и твердой фазы.
Такие замечательные характеристики наблюдались одновременно и в базовом материале, который не подвергался моделируемому тепловому циклу.
Более конкретно, на фиг.4 иллюстрируются результаты изучения влияния микроструктуры базового материала на стойкость к инициированию вязких трещин. Как следует из фиг.4, если доля по площади твердой фазы составляет от 50 до 90%, а среднее аспектное отношение феррита равно 1,5 или более, инициирование вязких трещин не наблюдается.
Результаты для базового материала, иллюстрируемые на фиг.4, были получены на образцах с толщиной 12 мм (параллельно направлению толщины) × 12 мм по ширине × 200 мм в длину из центра на 1/4 толщины плиты (из центра на 1/2 толщины плиты в случае толщины 25 мм или меньше) из стальных материалов, полученных в результате производства стали, имеющей состав в рамках изобретения, с помощью различных способов производства, с последующим изменением микроструктуры.
На фиг.3 иллюстрируются форма образца и условия испытания. Эталонный материал (образец 1), в толще которого по центру сделан боковой надрез, фиксируют с помощью тисков 5, после чего прилагают растягивающую нагрузку (стрелка 6) до перемещения на 0,6 мм закрепленного измерителя 3 между привинченными опорными ребрами 4, нагрузку снимают, после чего образец стачивают до центральной зоны и полируют до зеркального блеска. Далее оценивают наличие на верхушке надреза инициирования трещин. Случай, когда вязкая трещина от дна имеет длину 50 мкм или больше расценивают как инициирование трещины.
Как полагают, иллюстрируемые на фиг.4 результаты получены благодаря тому факту, что отношение предела текучести к пределу прочности на растяжение (отношение Y/T) (0,2% условный предел текучести/предел прочности при растяжении снизилось и степень концентрирования деформация в зоне верхушки надреза снизилась благодаря использованию базового материала, имеющего сложную структуру феррита и твердой фазы.
Кроме того, одним из факторов также считается то, что плоскость скольжения, приобретает большой уклон в направлении инициирования трещин в базовом материале как таковом, а также после моделируемого теплового цикла в результате повышения среднего аспектного отношения феррита, т.е. возникновения специфической агрегатной структуры. Аспектное отношение подразумевает отношение размера ферритных зерен в направлении прокатки (главная ось) к размеру ферритных зерен в направлении толщины плиты (малая ось) в сечении, поперечном параллельному направлению прокатки.
Результаты, такие же как приведенные на фиг.2 были также получены, когда наивысшая температура нагрева моделируемого теплового цикла была равной 760, 900 и 1200°С.
Стальной материал согласно изобретению получают, последовательно подвергая стальной материал, имеющий указанный выше химический состав, операции горячей прокатки, операции охлаждения водой и дополнительной операции отпуска.
Горячая прокатка включает в себя повторный нагрев до 1000°С или выше и проведение прокатки таким образом, чтобы степень обжатия прокатки в температурном диапазоне 900°С или выше составляла 50% или более, а температура окончания прокатки составляет от Ar3 до Ar3-50°C. Более предпочтительно температура окончания прокатки составляет от ниже Ar3 до Ar3-40°С. При задании температуры окончания прокатки в диапазоне изобретения к генерируемому в процессе прокатки ферриту может быть добавлена обработочная деформация (или остаточная деформация), в результате которой аспектное отношение феррита будет повышено. Если температура повторного нагрева ниже 1000°С, горячая прокатка стального материала, которая бы дала требуемую кумулятивную степень обжатия прокатки, проведена быть не может.
Если кумулятивная степень обжатия прокатки при 900°С или выше ниже 50%, требуемые прочность и ударная вязкость гарантированы быть не могут. Если температура конца прокатки превышает Ar3, аспектное отношение феррита не достигает 1,5 или выше. Если же температура конца прокатки ниже Ar3-50°С, доля по площади твердой фазы, получаемой при последующем охлаждении водой, не достигает 50% или выше.
При операции охлаждения водой охлаждение водой начинают при температуре от Ar3-10°С до Ar3-70°С непосредственно после горячей прокатки и заканчивают охлаждение водой при 500°С или ниже. Если температура начала охлаждения водой превышает Ar3-10°С, феррит выделяется в количестве менее 10% по площади (доля по площади твердой фазы превышает 90%). Если температура начала охлаждения водой ниже Ar3-70°С или охлаждение водой не было начато непосредственно после (в пределах 300 сек) горячей прокатки, происходит выделение феррита в количестве более 50% по площади или перлита, выделение которого в изобретении не предполагается (доля по площади твердой фазы не достигает 50%). В результате этого заданные характеристики получены быть не могут.
После проведения охлаждения может далее проводиться операция отпуска при температуре ниже точки Ac1). В результате проведения операции отжига ударная вязкость и пластичность повышаются и могут быть достигнуты требуемая прочность и ударная вязкость. Если температура отпуска превышает точку Ac1, генерируется большое количество островкового мартенсита, в результате чего снижается ударная вязкость.
Точка Ar3 и точка Ac1 могут быть рассчитаны с помощью следующего уравнения по содержанию (в масс %) каждого химического состава.
Ar3(°С)=910-310 С-80 Mn-20 Cu-15 Cr-55 Ni-80 Mo
Ac1(°C)=723-14 Mn+22 Si-14,4 Ni+23,3 Cr
Далее изобретение описывается более детально с помощью примеров.
Примеры
Стальные материалы, имеющие химический состав, указанный в таблице 1 подвергают горячей прокатке в условиях, указанных в таблице 2, в результате чего получают плиты толщиной от 12 до 100 мм.
Полученные стальные плиты подвергают визуальному изучению микроструктуры, испытанию на растяжение, испытанию на ударную вязкость, тесту на инициирование вязких трещин после моделируемого теплового цикла и тесту на инициирование вязких трещин базовых материалов. Методы испытаний проводились как описано в приведенных ниже параграфах (1)-(5).
(1) Визуальное изучение микроструктуры
Из полученных стальных плит вырезают образцы в поперечном сечении параллельном направлению прокатки. Далее образцы полируют до зеркального блеска и протравливают ниталом. После этого визуально изучают микроструктуру в положении 1/4 толщины плиты и микроструктуру на глубине 1 мм под поверхностью. Изучение каждого из положений проводится на 20 полях зрения. Доля по площади определяется путем бинаризации феррита и твердой фазы и наблюдения при увеличении 200 раз. Средний коэффициент пропорциональности феррита определяется путем определения расстояния в направлении прокатки и расстояния в направлении толщины плиты для каждого находящегося в поле зрения феррита при увеличении 400 раз, определения отношения расстояния в направлении прокатки к расстоянию в направлении толщины плиты и определения среднего значения для этих отношений.
(2) Испытание на растяжение
Из полученных стальных плит вырезают образцы на полную толщину согласно JIS No. 5 таким образом, чтобы направление растяжения было перпендикулярным направлению прокатки стальной плиты согласно норме JIS Z 2201 (1998). Испытание на растяжение проводят согласно JIS Z 2241 (1998), после чего определяют 0,2% условный предел текучести (00,2) и предел прочности при растяжении (TS) с целью оценки статических характеристик растяжения.
(3) Испытание на ударную вязкость
Из полученных стальных плит вырезают образцы с V-образным надрезом таким образом, чтобы продольное направление было параллельным направлению прокатки согласно норме JIS Z 2242 (2005), после чего определяют температуру перехода вязко-хрупкого разрушения с целью оценки ударной вязкости. Образцы вырезают так, чтобы центром было положение 1/4 толщины плиты при толщине плиты 20 мм или более или положение 1/2 толщины плиты при толщине плиты менее 20 мм.
(4) Тест на инициирование вязких трещин после моделируемого теплового цикла Из полученных стальных плит вырезают образцы с толщиной 12 мм (=направлению толщины плиты=t), шириной 12 мм и полной длиной 200 мм у центра на 1/4 толщины плиты (у центра на 1/2 толщины плиты в случае толщины 25 мм или меньше). Образцы подвергают моделируемому тепловому циклу зоны, подвергаемой действию сварочного тепла, в которой наивысшая температура нагрева равна 760, 900, 1200 и 1400°С (время достижения наивысшей температуры нагрева: 6 сек, скорость охлаждения от наивысшей температуры нагрева до комнатной температуры: 40°С/сек) с использованием испытательного стенда Глибла (Gleeble tester).
После этого, как иллюстрируется на фиг.1, в центре зоны моделируемого теплового цикла в направлении толщины плиты делают одиночный боковой надрез длиной 3 мм. Выполнение надреза с радиусом верхушки 0,1 мм осуществляется с помощью электроразрядной обработки.
При проведении теста прилагают растягивающую нагрузку, в то время как образцы зажаты тисками с правого и левого концов, при воспринимающем нагрузку расстоянии 50 мм. Во время проведения теста перемещение между опорными ребрами, привинченными около надреза, измеряют с помощью закрепленного измерителя. Растягивающую нагрузку прилагают до перемещения на 0,6 мм, измеренного с помощью закрепленного измерителя, после чего нагрузку снимают. После этого образец стачивают до середины ширины и полируют до зеркального блеска. Далее проводят анализ под микроскопом на состояние с инициированием трещин на дне надреза при увеличении 50 раз. Принимают, что инициирование вязких трещин имеет место тогда, когда вязкая трещина от дна надреза имеет длину 50 мкм или больше.
(5) Тест на инициирование вязких трещин у базового материала
Из полученных стальных плит вырезают образцы с толщиной 12 мм (=направлению толщины плиты=t), шириной 12 мм и полной длиной 200 мм у центра на 1/4 толщины плиты (у центра на 1/2 толщины плиты в случае толщины 25 мм или меньше).
В центре полученных образцов, как это иллюстрируется на фиг.3, в направлении толщины плиты делают одиночный боковой надрез длиной 3 мм. Выполнение надреза с радиусом верхушки 0,1 мм осуществляют путем электроразрядной обработки.
При проведении теста прилагают растягивающую нагрузку, в то время как образцы зажаты тисками с правого и левого концов, при воспринимающем нагрузку расстоянии 50 мм. Во время проведения теста перемещение между опорными ребрами, привинченными около надреза, измеряют с помощью закрепленного измерителя. Растягивающую нагрузку прилагают до перемещения на 0,8 мм, измеренного с помощью закрепленного измерителя, после чего нагрузку снимают. После этого образец стачивают до середины ширины и полируют до зеркального блеска. Далее проводят анализ под микроскопом на состояние с инициированием трещин на дне надреза при увеличении 50 раз. Принимают, что инициирование вязких трещин имеет место тогда, когда вязкая трещина от дна надреза имеет длину 50 мкм или больше.
Экспериментальные результаты, полученные на образцах, которые были подвергнуты моделируемому тепловому циклу, приведены в таблице 3. Все стальные плиты №№1-10, изготовленные с использованием химического состава и производственного способа, определенных в изобретении, имеют заданную в изобретении структуру. Обнаружено, что стальные плиты имеют высокую прочность и ударную вязкость, обладая при этом высокой стойкостью к инициированию вязких трещин в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла.
Напротив, стальная плита №11 (тип стали K*), у которой содержание С не удовлетворяет нижнему пределу диапазона изобретения, имеет низкую ударную вязкость. Стальная плита №12 (тип стали L*), у которой содержание каждого из С, P и S превышает верхний предел диапазона изобретения, имеет низкую ударную вязкость и плохие характеристики инициирования вязких трещин в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла.
Стальная плита №13, у которой температура повторного нагрева сляба ниже, чем в изобретении, а кумулятивная степень обжатия прокатки при 900°С или выше лежит вне диапазона изобретения, имеет низкую ударную вязкость. В стальной плите №14, у которой температура конца прокатки и температура начала охлаждения водой превышают диапазон изобретения, феррит не генерируется, заданная в изобретении микроструктура не образуется, а стойкость к инициированию вязких трещин зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, является низкой.
В стальной плите №15, у которой температура начала охлаждения водой ниже диапазона изобретения, и в стальной плите №16, у которой температура прекращения охлаждения водой превышает диапазон изобретения, доля по площади твердой фазы и среднее аспектное отношение феррита не удовлетворяют заданным в изобретении значениям и обе стальные плиты имеют низкий предел прочности при растяжении и низкую стойкость к инициированию вязких трещин в зонах, подвергнутых действию сварочного тепла. В стальной плите №17, у которой температура отпуска превышает диапазон изобретения, поскольку генерируется большое количество островкового мартенсита, ударная вязкость является низкой и является также низкой стойкость к инициированию вязких трещин в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла.
Полученные экспериментальные результаты, касающиеся базового материала, приведены в таблице 4. Все стальные плиты №№18-27 изготовленные с использованием химического состава и производственного способа, определенных в изобретении, имеют заданную в изобретении структуру. Установлено, что эти стальные плиты имеют высокие прочность и ударную вязкость и при этом обладают высокой стойкостью к инициированию вязких трещин в зоне, подвергнутой действию сварочного тепла.
Напротив, стальная плита №28 (тип стали W*), у которой содержание С не удовлетворяет нижнему пределу диапазона изобретения, имеет низкий предел прочности при растяжении. Стальная плита №29 (тип стали X*), у которой содержание каждого из С, P и S превышает верхний предел диапазона изобретения, имеет низкую ударную вязкость. Стальная плита №30, у которой температура повторного нагрева сляба ниже диапазона изобретения, а кумулятивная степень обжатия прокатки при 900°С или выше не удовлетворяет диапазону изобретения, имеет низкую ударную вязкость.
В стальной плите №31, у которой температура конца прокатки и температура начала охлаждения водой превышают диапазон изобретения, феррит не генерируется, заданная в изобретении микроструктура не образуется и является низкой стойкость к инициированию вязких трещин.
В стальной плите №32, у которой температура начала охлаждения водой ниже диапазона изобретения, и в стальной плите №33, у которой температура прекращения охлаждения водой превышает диапазон изобретения, доля по площади твердой фазы и среднее аспектное отношение феррита не удовлетворяют определенным в изобретении значениям и обе стальные плиты имеют низкий предел прочности при растяжении и низкую стойкость к инициированию вязких трещин. В стальной плите №34, у которой температура отпуска превышает значение изобретения, генерируется большое количество островкового мартенсита (М-А-составляющего) и, вследствие этого, ударная вязкость и стойкость к инициированию вязких трещин являются низкими.
Список ссылочных обозначений
1. Образец
2. Зона моделируемого теплового цикла
3. Закрепленный измеритель
4. Опорное ребро
5. Тиски
6. Растягивающая нагрузка
Figure 00000001
Figure 00000002
Figure 00000003
Figure 00000004

Claims (5)

1. Стальная плита для сварных конструкций с повышенной стойкостью к инициированию вязких трещин в основном металле и зоне, подвергнутой действию сварочного тепла,
причем стальной материал плиты имеет состав, мас.%: C от 0,02 до 0,2, Si от 0,01 до 0,5, Mn от 0,5 до 2,5, P 0,05 или менее, S 0,05 или менее, Al 0,1 или менее, N 0,01 или менее и остальное Fe и неизбежные примеси,
микроструктура в положении 1/4 толщины плиты содержит феррит в качестве мягкой фазы и бейнит, мартенсит или смешанную бейнит/мартенситную составляющую в качестве твердой фазы,
доля по площади твердой фазы составляет от 50 до 90% и
среднее аспектное отношение зерен феррита равно 1,5 или более.
2. Стальная плита по п.1, дополнительно содержащая, мас.%: один, два или более элементов, выбранных из: Cu от 0,01 до 2, Ni от 0,01 до 5, Cr от 0,01 до 3, Mo от 0,01 до 2, Nb 0,1 или менее, V 0,1 или менее, Ti 0,1 или менее, В 0,01 или менее, Са 0,01 или менее и РЗМ 0,1 или менее.
3. Стальная плита по п.1 или 2, в которой микроструктура на поверхности стальной плиты содержит феррит и бейнит, мартенсит или смешанную бейнит/мартенситную составляющую в качестве твердой фазы, доля по площади феррита превышает 40%, а среднее аспектное отношение зерен феррита превышает 2.
4. Способ производства стальной плиты для сварных конструкций с повышенной стойкостью к инициированию вязких трещин в основном металле и зоне, подвергнутой действию сварочного тепла, включающий нагрев стального сляба, имеющего химический состав, указанный в п.1 или 2, до 1000°C или выше, его прокатку до получения плиты, проводимую таким образом, чтобы степень обжатия прокатки в температурном диапазоне 900°C или выше составляла 50% или более, а конечная температура прокатки была в пределах от точки Ar3 до Ar3-50°C, начало охлаждения водой было в пределах от Ar3-10°C до Ar3-70°C и окончание охлаждения водой при 500°C или ниже.
5. Способ по п.4, дополнительно включающий проведение после охлаждения водой операции отжига при температуре ниже точки Ac1.
RU2011131056/02A 2008-12-26 2009-12-25 Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства RU2493287C2 (ru)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008-333204 2008-12-26
JP2008333205 2008-12-26
JP2008-333205 2008-12-26
JP2008333204 2008-12-26
PCT/JP2009/071908 WO2010074347A1 (ja) 2008-12-26 2009-12-25 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2011131056A RU2011131056A (ru) 2013-02-10
RU2493287C2 true RU2493287C2 (ru) 2013-09-20

Family

ID=42287928

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2011131056/02A RU2493287C2 (ru) 2008-12-26 2009-12-25 Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20130000798A1 (ru)
EP (1) EP2383360B1 (ru)
JP (2) JP5712484B2 (ru)
KR (1) KR101343747B1 (ru)
CN (2) CN102264934A (ru)
RU (1) RU2493287C2 (ru)
WO (1) WO2010074347A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2669487C2 (ru) * 2013-12-11 2018-10-11 Арселормиттал Высокопрочная сталь и способ изготовления

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB0619181D0 (en) * 2006-09-29 2006-11-08 Dyson Technology Ltd Surface treating appliance
WO2011135700A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
CN102337478B (zh) * 2010-07-15 2012-11-14 宝山钢铁股份有限公司 强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法
KR101277807B1 (ko) 2010-10-27 2013-06-21 현대제철 주식회사 고강도 및 저항복비를 갖는 인장강도 700ＭＰａ급 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
CN102719757B (zh) * 2012-06-25 2014-03-19 宝山钢铁股份有限公司 无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法
CN104745963A (zh) * 2013-12-31 2015-07-01 天津冶金集团天材科技发展有限公司 21-10Mn7Mo钢锭
CN104745962A (zh) * 2013-12-31 2015-07-01 天津冶金集团天材科技发展有限公司 21-10Mn7Mo钢锭的冶炼方法
CN104745964A (zh) * 2013-12-31 2015-07-01 天津冶金集团天材科技发展有限公司 21-10Mn7Mo钢锭的冶炼技术
CN103983506A (zh) * 2014-05-27 2014-08-13 安徽工业大学 一种热模拟实验材料组织性能的检测方法
CN104532155B (zh) * 2014-12-19 2017-02-22 山东钢铁股份有限公司 一种直缝焊管用x90级别多相组织管线钢
WO2016157235A1 (ja) * 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法
CN105018858B (zh) * 2015-07-08 2016-09-28 中冶陕压重工设备有限公司 一种SY15MnNiCrMoVNbTi钢及其结构件制备方法
KR101758497B1 (ko) * 2015-12-22 2017-07-27 주식회사 포스코 Pwht 저항성이 우수한 저온 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
JP6645373B2 (ja) * 2016-07-19 2020-02-14 日本製鉄株式会社 厚鋼板とその製造方法
CN106244934B (zh) * 2016-08-24 2017-12-22 宁波乾豪金属制品有限公司 一种铰链
CN106222575B (zh) * 2016-08-24 2017-12-22 宁波乾豪金属制品有限公司 一种耐腐蚀的铰链
CN106568644A (zh) * 2016-11-14 2017-04-19 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种热模拟试验机连铸坯高温拉伸试验试样及其装夹方法
MX2021003680A (es) * 2018-10-12 2021-05-31 Nippon Steel Corp Tubo de acero soldado por resistencia electrica para barra de torsion.
CN113025890A (zh) * 2021-02-07 2021-06-25 首钢集团有限公司 一种模具用钢、模具及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2152450C1 (ru) * 1994-12-06 2000-07-10 Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления
JP2000328177A (ja) * 1999-05-24 2000-11-28 Kobe Steel Ltd アレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板
RU2216599C2 (ru) * 1997-12-19 2003-11-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Сверхвысокопрочная двухфазная сталь с высокой ударной вязкостью при криогенной температуре
RU2234542C2 (ru) * 1998-12-19 2004-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
JP2008202119A (ja) * 2007-02-22 2008-09-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2585321B2 (ja) * 1987-12-07 1997-02-26 川崎製鉄株式会社 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法
JPH09291339A (ja) * 1996-04-23 1997-11-11 Daido Steel Co Ltd 窒化鋼
JPH10147846A (ja) * 1996-11-19 1998-06-02 Nippon Steel Corp 疲労強度が高い集合組織制御鋼板およびその製造方法
JPH10306316A (ja) * 1997-04-28 1998-11-17 Nippon Steel Corp 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法
JP3849244B2 (ja) * 1997-09-16 2006-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2000345289A (ja) * 1999-06-01 2000-12-12 Nkk Corp オンライン型厚肉耐候性鋼板
GC0000233A (en) * 2000-08-07 2006-03-29 Exxonmobil Upstream Res Co Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels
JP2002069584A (ja) * 2000-09-05 2002-03-08 Nippon Steel Corp 成形性の優れた高強度鋼管およびその製造方法
TWI290177B (en) * 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
JP2003221619A (ja) 2002-01-31 2003-08-08 Kobe Steel Ltd アレスト特性および延性破壊特性に優れた厚鋼板の製造方法
JP3848211B2 (ja) * 2002-05-31 2006-11-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP4341396B2 (ja) * 2003-03-27 2009-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯
JP4670371B2 (ja) * 2004-01-30 2011-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向の強度均一性および耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法
JP4956907B2 (ja) * 2005-03-30 2012-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能厚鋼板とその製造方法
JP4645461B2 (ja) * 2006-01-27 2011-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法
JP2007314819A (ja) * 2006-05-23 2007-12-06 Kobe Steel Ltd 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板
JP4923968B2 (ja) * 2006-11-15 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材
JP2008156751A (ja) * 2006-11-30 2008-07-10 Jfe Steel Kk 板厚方向の脆性亀裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の鋼板およびその製造方法
JP4998708B2 (ja) * 2007-02-26 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 材質異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2152450C1 (ru) * 1994-12-06 2000-07-10 Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления
RU2216599C2 (ru) * 1997-12-19 2003-11-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Сверхвысокопрочная двухфазная сталь с высокой ударной вязкостью при криогенной температуре
RU2234542C2 (ru) * 1998-12-19 2004-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
JP2000328177A (ja) * 1999-05-24 2000-11-28 Kobe Steel Ltd アレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板
JP2008202119A (ja) * 2007-02-22 2008-09-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2669487C2 (ru) * 2013-12-11 2018-10-11 Арселормиттал Высокопрочная сталь и способ изготовления
US10597745B2 (en) 2013-12-11 2020-03-24 Arcelormittal High strength steel and manufacturing method

Also Published As

Publication number Publication date
EP2383360A4 (en) 2017-03-29
WO2010074347A1 (ja) 2010-07-01
US20130000798A1 (en) 2013-01-03
JP5729456B2 (ja) 2015-06-03
CN102264934A (zh) 2011-11-30
EP2383360A1 (en) 2011-11-02
JP5712484B2 (ja) 2015-05-07
KR20110091814A (ko) 2011-08-12
JP2010168657A (ja) 2010-08-05
EP2383360B1 (en) 2019-07-03
KR101343747B1 (ko) 2013-12-19
JP2014088623A (ja) 2014-05-15
RU2011131056A (ru) 2013-02-10
CN105154761A (zh) 2015-12-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2493287C2 (ru) Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства
RU2631216C1 (ru) Горячепрессованная стальная листовая деталь, способ ее изготовления и стальной лист для горячего прессования
RU2496904C1 (ru) Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высокой ударной вязкостью, и способ ее изготовления
KR101831544B1 (ko) 열간 성형 부재 및 그 제조 방법
JP5605526B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP5605527B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP5278188B2 (ja) 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
KR100904581B1 (ko) 내진성이 우수한 프레스 벤딩 냉간성형 원형 강관의제조방법
KR101881234B1 (ko) 열간 프레스 강판 부재, 그 제조 방법 및 열간 프레스용 강판
JP2012214890A (ja) 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
KR101327643B1 (ko) 인장강도 780ＭＰａ 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판 및 그 제조 방법, 및 인장강도 780ＭＰａ 이상의 저항복비 후육 원형 강관
JP2012188731A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6064896B2 (ja) 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定方法
JP6472315B2 (ja) 厚鋼板
JPWO2015102050A1 (ja) 鋼材およびその製造方法
JP6241434B2 (ja) ラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管、およびその製造方法
Yadav et al. Comparison and testing of tensile strength for low & medium carbon steel
JP4193757B2 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法ならびに溶接鋼管
JP5446900B2 (ja) 高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2012036499A (ja) 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
JP6347311B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた鋼線
PARK et al. Comparison of cold formability of cold drawn non-heat-treated steels having similar strength
KR100905368B1 (ko) 내피로균열 진전성이 우수한 강판
JP2019026927A (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
JP5359160B2 (ja) 耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法