RU2711698C2 - Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства - Google Patents

Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства Download PDF

Info

Publication number
RU2711698C2
RU2711698C2 RU2015136605A RU2015136605A RU2711698C2 RU 2711698 C2 RU2711698 C2 RU 2711698C2 RU 2015136605 A RU2015136605 A RU 2015136605A RU 2015136605 A RU2015136605 A RU 2015136605A RU 2711698 C2 RU2711698 C2 RU 2711698C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel strip
rolling
temperature
steel
strength
Prior art date
Application number
RU2015136605A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2015136605A (ru
Inventor
Сысинь ЧЖАО
Ляньдэн ЯО
Original Assignee
Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
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 Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. filed Critical Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Publication of RU2015136605A publication Critical patent/RU2015136605A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2711698C2 publication Critical patent/RU2711698C2/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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к стальной полосе, используемой для изготовления структурных элементов, применяемых в производстве горного и портового оборудования, а также в инженерном машиностроении. Выплавляют сталь в виде сляба, имеющего следующий химический состав, вес.%: С 0,070-0,115, Si 0,20-0,50, Mn 2,00-2,20, Cr ≤ 0,35, Мо 0,10-0,40, Nb 0,03-0,06, V 0,03-0,06, Ti 0,002-0,04, Al 0,01-0,08, В 0,0006-0,0020, N ≤ 0,0060, О ≤ 0,0040, Ca ≤ 0,0045, остальное Fe и неустранимые примеси. Нагревают сляб до температуры 1040-1250°С и осуществляют прокатку в два этапа с получением полосы, причем на первом и втором этапах выполняют многопроходную прокатку. На первом этапе прокатки температура начала прокатки составляет 1010-1240°С, а степень деформации на каждом проходе составляет 8-30%, а на втором этапе прокатки температура начала прокатки составляет 750-870°С, температура конца прокатки составляет 740-850°С, а степень деформации на каждом проходе составляет 5-30%. Прокатанную стальную полосу сначала охлаждают при помощи водного охлаждения со скоростью охлаждения 15-50°С/с до температуры ≤450°С, а затем охлаждают при помощи воздушного охлаждения до комнатной температуры. Отпуск осуществляют при температуре 450-650°С, а затем стальную полосу охлаждают при помощи воздушного охлаждения. Обеспечивается высокая прочность, ударная вязкость при низких температурах и хорошая свариваемость. 2 н. и 4 з.п. ф-лы, 1 ил., 3 табл.

Description

Область изобретения
Изобретение относится к металлургии, в частности, к стальной полосе и способу ее производства.
Предшествующий уровень техники
Высокопрочная и надежная стальная полоса широко используется для изготовления структурных элементов, применяемых в производстве горного и портового оборудования, а также в инженерном машиностроении. Для повышения общественной производительности необходимо увеличивать эффективность, снижать энергопотребление и увеличивать срок службы механического оборудования. Высокая надежность стальной полосы в составе механических структурных элементов - важнейший путь к повышению прочности и уменьшению веса механического оборудования. Влияние различных факторов на прочность стальной полосы, используемой в механических конструкциях, выражается следующей формулой:
Figure 00000001
, где:
Figure 00000002
- упрочнение за счет измельчения зерна,
σр - дисперсионное твердение,
σsl - твердорастворное упрочнение,
σd - дислокационное упрочнение.
Под упрочнением за счет измельчения зерна обычно подразумевается повышение прочности, благодаря уменьшению размеров ферритных зерен. В последние годы для этой цели также применяют уменьшение размеров тонких пластинок бейнита.
Дисперсионное твердение требует использования подходящего процесса термообработки, в котором сильные карбидообразующие элементы, например, Cr, Mo и V, образуют мелкодисперсные и дисперсные карбонитриды с С или N. Карбонитриды осаждаются, препятствуя перемещению дислокаций и границ зерен, что повышает прочность стальной полосы.
Твердорастворное упрочнение делится на два типа: согласно первому типу, атомы замещения Si, Μn, Ni и других легирующих элементов растворяются в структуре гранецентрированной кубической решетки (ГКЦ) с замещением атомов Fe, препятствуя перемещению дислокаций и тем самым повышая прочность; согласно второму типу, межузельные атомы, например, С, N и т.п., растворяются в пустотах между тетраэдрами или октаэдрами решетки, что приводит к изменению периода решетки и твердорастворному упрочнению. Твердорастворное упрочнение за счет межузельных атомов более эффективно, чем за счет атомов замещения, однако оно приводит к снижению ударной вязкости при низких температурах.
Дислокационное упрочнение осуществляют путем введения большого числа дислокаций в зерна, в результате чего возрастает начальная энергия дислокаций и увеличивается рассеивание энергии при перемещении дислокаций, что повышает прочность. Для получения высокопрочной стальной полосы с хорошими комплексными механическими и прикладными характеристиками обычно используют все четыре вышеупомянутых способа упрочнения, которые позволяют повысить прочность стальной полосы, а также обеспечить хорошую ударную вязкость при низких температурах и хорошую свариваемость стальной полосы.
Как правило, высоконадежную стальную полосу изготавливают с помощью способа, который сочетает закалку и отпуск с процессом термомеханического контроля. В общем случае стальная полоса с пределом текучести 890 МПа и выше, полученная с использованием закалки и отпуска, имеет сравнительно высокое содержание углерода (≥0,14%), благодаря формированию структуры отпущенного мартенсита или отпущенного сорбита, а также сравнительное высокое значение углеродного эквивалента CEV и риска развития сварочных трещин Pcm. В технологии термомеханического контроля используются определенные химические компоненты, а деформация выполняется в заданном температурном диапазоне. После прокатки до требуемой толщины осуществляют фазовый переход в определенной температурной зоне за счет регулирования скорости охлаждения и итоговой температуры охлаждения, что позволяет получить структуру с хорошими характеристиками. Также используют комбинацию технологии термомеханического контроля и оптимизации содержания легирующих компонентов, при этом применение комплексного упрочнения за счет измельчения зерна, дислокационного упрочнения и других видов упрочнения позволяет получить стальную полосу с хорошим сочетанием прочности и ударной вязкости и низким углеродным эквивалентом.
Свариваемость является одной из важнейших прикладных характеристик стали в составе механических конструкций. Для улучшения свариваемости необходимо уменьшать углеродный эквивалент Сэ состава сплава стальной полосы и снижать риск возникновения сварочных трещин Рст. Значение углеродного эквивалента стальной полосы вычисляют по следующей формуле:
Figure 00000003
где С, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %.
Риск возникновения сварочных трещин Рст в стальной полосе оценивают по следующей формуле:
Figure 00000004
где С, Si, Ni, Mn, Cr, Cu, Mo, V, В соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %.
Согласно стандарту КНР для отрасли черной металлургии «YB/T 4137-2005», для стали с пределом текучести 800 МПа и кодовым обозначением Q800CF, значение Рст должно быть меньше 0,28%. Европейский стандарт «10025-6:2004» и китайский национальный стандарт «GB/T16270:2009» ограничивают значение углеродного эквивалента стальной полосы с пределом текучести 890 МПа до ≤ 0,72%.
При сравнительно высоких значениях углеродного эквивалента и риска возникновения сварочных трещин дополнительно добавляют в стальную полосу некоторое количество легирующих элементов, чтобы без особых усилий получить стальную полосу с хорошими механическими свойствами. Однако при этом может ухудшаться свариваемость стальной полосы. В результате будут возникать не только горячие трещины в процессе сварки, но и холодные трещины при последующем хранении полосы. Предприятия хотели бы использовать малое количество легирующих элементов при производстве стальной полосы для механических конструкций со сравнительно низким углеродным эквивалентом и сравнительно низким рисков возникновения сварочных трещин, а также хорошими механическими свойствами.
Известна "Свариваемая сталь со сверхвысокой прочностью и превосходной ударной вязкостью при сверхнизких температурах", WO 1999/005335, опубл. 04.02.1999. В патенте описана высокопрочная сталь с низким содержанием легирующих элементов, полученная с помощью процесса термомеханического контроля с двумя температурными этапами, которая имеет временное сопротивление 930 МПа, ударную вязкость 120 Дж при -20°С и следующий химический состав, вес. %: С 0,05-0,10, Μn 1,7-2,1, Ni 0,2-1,0, Mo 0,25-0,6, Nb 0,01-0,10, Ti 0,005-0,03, Ρ≤0,015, S≤0,003. В указанной патентной заявке никель, который используется в качестве легирующего элемента, имеет сравнительно высокое содержание, а именно 0,2-1,0 вес. %. Однако значения углеродного эквивалента и риска возникновения сварочных трещин не указаны.
Известна "Закаленная и отпущенная стальная полоса с пределом текучести 900 мпа и способ ее производства", CN 101906594 А, опубл. 08.12.2010. В патенте описана закаленная и отпущенная стальная полоса с высоким пределом текучести, имеющая следующий химический состав стали, вес. %: С 0,15-0,25, Si 0,15-0,35, Μn 0,75-1,60, Ρ≤0,020, S≤0,020, Ni 0,08-0,30, Cu 0,20-0,60, Cr 0,30-1,00, Mo 0,10-0,30, Al 0,015-0,045, В 0,001-0,003, остальное Fe и неустранимые примеси. Получаемая в указанной заявке стальная полоса имеет энергию разрушения образца Шарпи с V-образным надрезом ≥21 Дж при -40°С (в вертикальном положении) и углеродный эквивалент менее 0,60%. В этой патентной заявке применены такие дорогостоящие легирующие элементы как никель, медь и т.п.
Раскрытие изобретения
Перед изобретением ставится задача создания высокопрочной надежной стальной полосы с хорошей свариваемостью, которая способна отвечать двойным требованиям, предъявляемым к стальной полосе производителями механического оборудования: высокая прочность, низкая ударная вязкость и отличная свариваемость.
Для решения вышеупомянутой задачи Высокопрочная стальная полоса имеет следующий химический состав, вес. %: С 0,070-0,115, Si 0,20-0,50, Μn 1,80-2,30, Cr≤0,35, Mo 0,10-0,40, Nb 0,03-0,06, V 0,03-0,06, Ti 0,002-0,04, Al 0,01-0,08, В 0,0006-0,0020, Ν≤0,0060, О≤0,0040, Са≤0,0045, остальное Fe и неустранимые примеси.
Углеродный эквивалент стальной полосы может составлять СЭ≤0,56% и иметь следующее значение:
СЭ=С+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15, где С, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %.
Свариваемость является одной из важнейших прикладных характеристик стали в составе механических конструкций; для улучшения свариваемости можно использовать, в том числе, снижение углеродного эквивалента Сэ легирующего состава стальной полосы. Для обеспечения хорошей свариваемости стальной полосы необходимо минимизировать значение углеродного эквивалента Сэ легирующего состава стали.
Свариваемость стальной полосы также можно улучшить, поддерживая риск возникновения сварочных трещин Рст на низком уровне. Риск возникновения сварочных трещин в предлагаемом техническом решении может составлять Рст≤0,27% и иметь следующее значение:
Рст=C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B, где С, Si, Ni, Μn, Cr, Cu, Mo, V, В соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %.
Микроструктуры стальной полосы могут представлять собой реечный бейнит и мартенсит.
Далее описан принцип подбора содержания химических элементов в составе предлагаемой высокопрочной стальной полосы.
Углерод (С). Добавление легирующих элементов в сталь может повышать прочность стальной полосы, однако при этом также увеличивается углеродный эквивалент и растет риск возникновения сварочных трещин, что ухудшает свариваемость стали. При низком содержании углерода в стальной полосе во время процесса термомеханического контроля образуется низкопрочная ферритовая структура, при этом уменьшается предел текучести и временное сопротивление стальной полосы. Рассматривая все вышеперечисленные факторы с учетом требований к надежности стальной полосы, содержание углерода в изобретении контролируется на уровне 0,070-0,115 вес. %.
Кремний (Si). Кремний не образует карбидов в стали. Он присутствует в структуре типа гранецентрированной кубической решетки (ГКЦ) или объемно центрированной кубической решетки (ОЦК) в виде твердого раствора и улучшает прочность стальной полосы за счет твердорастворного упрочнения. В силу малой растворимости кремния в цементите при увеличении содержания кремния выше определенного значения образуется смешанная структура из остаточного аустенита и мартенсита. С другой стороны, увеличение содержания кремния не только повышает риск возникновения сварочных трещин в стальной полосе, но и увеличивает склонность стальной полосы к образованию горячих трещин. Комплексно учитывая твердорастворное упрочнение и свариваемость, содержание кремния Si в изобретении регулируют на уровне 0,20-0,50 вес. %.
Марганец (Μn). Марганец является элементом со слабым карбидообразованием, который обычно присутствует в стальной полосе в виде твердого раствора. В стальной полосе, изготавливаемой посредством процесса термомеханического контроля, марганец, в основном, препятствует диффузии, регулирует граничное перемещение, измельчает феррит или реечный бейнит, а также улучшает механические свойства стальной полосы благодаря упрочнению за счет измельчения зерна и твердорастворному упрочнению. При слишком высоком содержании марганца повышается риск образования трещин в слябе стальной полосы. Для формирования структуры мелкозернистого бейнита, которая улучшает прочность и надежность стальной полосы, содержание марганца в изобретении контролируют на уровне 1,80-2,30 вес. %.
Хром (Cr). Хром повышает прокаливаемость стальной полосы, что приводит к формированию в стальной полосе структуры с высокой твердостью и прочностью. Увеличение содержания хрома не оказывает заметного влияния на прочность стальной полосы с пределом текучести 690 МПа и более. Однако слишком высокое содержание хрома может повышать углеродный эквивалент стальной полосы. Поэтому содержание хрома в изобретении контролируют на уровне не более 0,35 вес. %.
Молибден (Mo). Молибден является сильным карбидообразующим элементом и может образовывать металлоподобные карбиды с углеродом. В процессе термомеханического контроля молибден, в основном, выступает в качестве ингибитора диффузионного фазового перехода, а также измельчает зерна в структуре бейнита. Во время отпуска молибден и углерод образуют мелкодисперсные карбиды, которые оказывают эффект дисперсионного твердения, в результате чего повышается стабильность отпуска стальной полосы и расширяется платформа отпуска. Тем не менее, чрезмерно высокое содержание молибдена увеличивает стоимость стальной полосы, вредя ее конкурентоспособности, а также повышает углеродный эквивалент, что ухудшает свариваемость стальной полосы. Поэтому содержание молибдена в изобретении контролируют на уровне 0,10-0,40 вес. %.
Ниобий (Nb). В стали, получаемой с помощью процесса термомеханического контроля, ниобий, в основном, выполняет следующие функции: после аустенизации в нагревательной печи растворенный в аустените ниобий препятствует движению границ зерен перекристаллизации и повышает температуру перекристаллизации, в результате чего во время прокатки стальной полосы при низких температурах происходит активное скопление дислокаций и достигается конечная цель по измельчению зерна. В процессе отпуска ниобий вместе с углеродом и азотом образует металлоподобные карбонитриды. Однако слишком большое содержание ниобия приводит к образованию в стали крупнозернистых карбонитридов, что отрицательно сказывается на механических свойствах стальной полосы. Поэтому для регулирования микроструктуры и механических свойств стальной полосы содержание ниобия в изобретении контролируют на уровне 0,03-0,06 вес. %.
Ванадий (V). Ванадий вместе с углеродом и азотом образует в стали металлоподобные карбиды, что может приводить к увеличению предела текучести стальной полосы во время отпуска. По мере увеличения содержания ванадия в зоне, подвергающейся нагреву во время сварки стальной полосы, образуются крупнозернистые карбиды, в результате чего уменьшается ударопрочность при низких температурах у участка, подвергающегося нагреву. Поэтому содержание ванадия в изобретении контролируют на уровне 0,03-0,06 вес. %, который обеспечивает сравнительно высокое значение предела текучести стальной полосы после отпуска.
Титан (Ti). Титан может образовывать соединения с азотом, кислородом и углеродом при различных температурах. Нитрид титана (TiN), образующийся в расплаве стали, может измельчать аустенитные зерна. Остаточный титан в аустените может вступать в реакцию с углеродом с образованием карбида титана (TiC), при этом мелкозернистый карбид титана положительно влияет на ударопрочность стальной полосы при низких температурах. Тем не менее, чрезмерно высокое содержание титана приводит к образованию крупнозернистого квадратного нитрида титана (TiN), который формирует точки образования микротрещин, снижая ударопрочность при низких температурах и усталостную прочность стальной полосы. Учитывая все аспекты влияния титана на характеристики стали, содержание титана в изобретении контролируют на уровне 0,002-0,04 вес. %.
Алюминий (Al). Алюминий добавляют в сталь в качестве восстановителя. В расплаве стали алюминий вместе с кислородом и азотом образует оксиды и нитриды. В процессе отвердения расплава стали оксиды и нитриды алюминия препятствуют перемещению границ зерен и измельчают аустенитные зерна. При слишком высоком содержании алюминия в стальной полосе образуются крупнозернистые оксиды или нитриды алюминия, которые снижают ударопрочность стальной полосы при низких температурах. Для измельчения зерна, улучшения ударной вязкости и обеспечения хорошей свариваемости стальной полосы содержание алюминия в изобретении контролируют на уровне 0,01-0,08 вес. %.
Бор (В). Бор растворяется в стали в виде межузельных атомов, что может уменьшать зернограничную энергию, препятствуя зарождению новой фазы на границах зерен. В результате во время охлаждения в стальной полосе формируется низкотемпературная структура, при этом увеличивается прочность стальной полосы. Тем не менее, при увеличении содержания бора зернограничная энергия уменьшается очень существенно, в результате чего повышается склонность стальной полосы к образованию трещин и растет риск образования сварочных трещин Рст. Поэтому в изобретении бор добавляют в количестве 0,0006-0,0020 вес. %.
Азот (N). Легирующие элементы в составе стали, например, ниобий, титан, ванадий и т.п. при взаимодействии с азотом и углеродом в стали образуют нитриды или карбонитриды. В процессе аустенизации стальной полосы при нагреве часть нитридов растворяется, а нерастворившиеся нитриды могут препятствовать перемещению границ зерен аустенита, в результате чего измельчаются зерна аустенита. При чересчур высоком содержании азота образуется крупнозернистый нитрид титана (TiN), что ухудшает механические свойства стальной полосы. Атомы азота скапливаются в дефектах стали, что приводит к пористости и рыхлости стали. Поэтому содержание азота в изобретении контролируется на уровне не более 0,0060 вес. %.
Кислород (О). Легирующие элементы алюминий, кремний и титан в составе стали при взаимодействии с кислородом образуют оксиды. В процессе аустенизации стальной полосы при нагреве оксиды алюминия препятствуют разрастанию аустенита, измельчая зерно. Однако при высоком содержании кислорода в составе стальной полосы возрастает вероятность образования горячих трещин в процессе сварки. Поэтому содержание кислорода в изобретении контролируется на уровне не более 0,0040 вес. %.
Кальций (Са). Кальций может вводиться в сталь для образования сульфида кальция CaS при взаимодействии с серой и выполняет функцию сфероидизации сульфидов, что улучшает ударную вязкость стальной полосы при низких температурах. Содержание кальция в изобретении контролируют на уровне не более 0,0045 вес. %.
Также в изобретении предлагается способ производства высокопрочной стальной полосы, включающий выплавку, отливку, нагрев, прокатку, охлаждение и отпуск.
В предлагаемом способе сляб могут нагревать до температуры 1040-1250°С. В процессе нагрева в стальной полосе происходят различные процессы, в частности, аустенизация, рост зерен аустенита и растворение карбонитридов. При слишком низкой температуре нагрева размер зерен аустенита уменьшается, однако не происходит полного растворения карбонитридов. Следовательно, легирующие элементы ниобий, молибден и др. не окажут требуемого эффекта в процессе прокатки и охлаждения. Если же температура нагрева слишком высока, то зерна аустенита укрупняются, происходит полное растворение карбонитридов, однако это может привести к аномальному росту зерен аустенита. Комплексно учитывая рост аустенитных зерен и растворение карбонитридов в процессе нагрева, сляб в изобретении нагревают до температуры 1040-1250°С.
В предлагаемом способе прокатку могут осуществлять в два этапа, причем на первом и втором этапах выполняют многопроходную прокатку, при этом на первом этапе прокатки температура начала прокатки составляет 1010-1240°С, а степень деформации на каждом проходе составляет 8-30%, причем на втором этапе прокатки температура начала прокатки составляет 750-870°С, температура конца прокатки составляет 740-850°С, а степень деформации на каждом проходе составляет 5-30%. Выходящую из печи стальную полосу подвергают первому этапу прокатки. Чтобы обеспечить достаточную степень деформации стальной полосы, перекристаллизацию аустенита и измельчение зерен аустенита на первом этапе, температура прокатки и степень деформации на каждом проходе в рамках первого этапа прокатки соответствуют требованиям к способу производства из данного изобретения. После первого этапа прокатки сталь охлаждают до температуры 750-870°С, прежде чем переходить ко второму этапу прокатки. На втором этапе прокатки в аустените скапливается много дислокаций, что способствует образованию мелкозернистых микроструктур во время последующего процесса охлаждения, тем самым повышая надежность стальной полосы.
В предлагаемом способе производства высокопрочной стальной полосы прокатанную стальную полосу могут сначала охлаждать при помощи водного охлаждения со скоростью охлаждения 15-50% до температуры ≤450°С, а затем охлаждать при помощи воздушного охлаждения до комнатной температуры. В связи с тем, что после двойной прокатки в стальной полосе скапливается большое количество дислокаций, в процессе охлаждения прокатную стальную полосу необходимо охладить с большой скоростью охлаждения, чтобы обеспечить достаточно большую степень переохлаждения стальной полосы. Согласно изобретению, за счет большой скорости охлаждения и низкой температуры остановки охлаждения, в результате низкотемпературного фазового перехода в стальной полосе формируются микроструктуры ультрадисперсного реечного бейнита и мартенсита. Такие микроструктуры обеспечивают хорошие показатели надежности. Таким образом, температура остановки охлаждения стальной полосы в изобретении составляет не более 450°С, скорость охлаждения находится в пределах 15-50°С/с, используется водяное охлаждение.
В предлагаемом способе производства высокопрочной стальной полосы температура отпуска может составлять 450-650°С. После прокатки и охлаждения в процессе отпуска в стальной полосе образуются высокопрочные микроструктуры, содержащие мелкозернистый бейнит и мартенсит. При слишком высокой температуре отпуска происходит разупрочнение, в результате чего снижается прочность стальной полосы. Если же температура отпуска слишком низкая, то в стальной полосе возрастает внутреннее напряжение, при этом не происходит образования мелкозернистых дисперсных осаждений. В результате снижается ударопрочность стальной полосы при низких температурах. В высокопрочных структурах присутствует сравнительно большое напряжение фазового перехода. Для устранения напряжения фазового перехода с целью получения стальной полосы с однородными и стабильными механическими свойствами в предлагаемом в изобретении способе производства температура отпуска регулируют в диапазоне 450-650°С.
После отпуска стальную полосу могут охлаждать при помощи воздушного охлаждения.
В техническом решении по предлагаемому изобретению принцип подбора состава химических элементов и процесс производства стальной полосы обеспечивают взаимосвязанные эффекты, при этом оптимальное дозирование легирующего элемента хрома, совместно с другими элементами, обеспечивает нужную прочность стальной полосы, не допуская при этом влияния чрезмерно высокого углеродного эквивалента на свариваемость стальной полосы после процедур прокатки и охлаждения. Кроме того, низкое содержание углерода, а также оптимальное содержание марганца и молибдена в настоящем изобретении позволяют получать микроструктуры из мелкозернистого бейнита и мартенсита, выполняя прокатку при контролируемой низкой температуре и охлаждая стальную полосу до 450°С или ниже с высокой скоростью охлаждения, в результате чего повышается надежность стальной полосы. Помимо этого, контроль содержания легирующего элемента бора позволяет получить в стальной полосе микроструктуры с механическими свойствами высокой надежности в широком диапазоне скоростей охлаждения.
Благодаря оптимальному подбору состава элементов и обеспечению низкого углеродного эквивалента, в сочетании с оптимальными процессами нагрева, прокатки, охлаждения и отпуска, которые предусмотрены изобретением, предлагаемая высокопрочная стальная полоса обладает следующими преимуществами по сравнению с предшествующим уровнем техники:
- наличие высокопрочных микроструктур из ультрадисперсного реечного бейнита и мартенсита;
- предел текучести 890 МПа и более;
- превосходная свариваемость, отличная ударная вязкость при низких температурах и хорошее удлинение;
- уменьшение содержания легирующих элементов в составе и низкое значение углеродного эквивалента Сэ≤0,56%, а значит, меньшая себестоимость производства;
- соответствие требованиям к высокой надежности стальной полосы, предъявляемым в производстве механического оборудования.
Согласно предлагаемому способу производства высокопрочной стальной полосы, используется методика контролируемой прокатки и контролируемого охлаждения, которая в сочетании с оптимальным подбором элементного состава и видоизмененными стадиями производственного процесса, обеспечивает присутствие высокопрочных микроструктур в стали и хорошую свариваемость без необходимости проводить дополнительную тепловую обработку стали. В результате упрощается процедура производства стальной полосы и соответствующий производственный процесс. Процесс производства можно широко использовать для непрерывного производства стальной полосы со средней и большой толщиной.
Описание чертежей
На Фиг. 1 показана оптическая микрофотография микроструктуры высокопрочной стальной полосы, полученной в примере 4.
Лучший вариант осуществления изобретения
Далее предлагаемое техническое решение подробно описано со ссылками на конкретные примеры осуществления и приложенный чертеж.
Примеры 1-6
Для производства предлагаемой в изобретении высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности выполняли описанные ниже шаги.
1) Выплавка: содержание различных химических элементов в вес. % контролировали согласно таблице 1, при этом обеспечивалось значение углеродного эквивалента Сэ≤0,56%;
2) Отливка;
3) Нагрев: сляб нагревали до температуры 1040-1250°С;
4) Прокатка: прокатку выполняли в два этапа, причем на первом и втором этапах выполняли многопроходную прокатку. На первом этапе прокатки температура начала прокатки составляла 1010-1240°С, а степень деформации на каждом проходе составляла 8-30%. После первого этапа прокатки стальную полосу охлаждали, при этом охлаждение можно было выполнять воздухом, размещая стальную полосу на прокатном стане, водой или пароводяной смесью с помощью распылителя, либо с помощью какой-либо комбинации этих методов. На втором этапе прокатки температура начала прокатки составляла 750-870°С, температура конца прокатки составляла 740-850°С, а степень деформации на каждом проходе составляла 5-30%;
5) Охлаждение: прокатную стальную полосу охлаждали водой до ≤450°С со скоростью охлаждения 15-50°С/с, после извлечения полосы из воды ее охлаждали воздухом до комнатной температуры. В полученной стальной полосе образовались микроструктуры из ультрадисперсного реечного бейнита и мартенсита;
6) Отпуск: температура отпуска составляла 450-650°С. После отпуска стальную полосу охлаждали воздухом в штабелях или в кипящем слое.
На Фиг. 1 показана полученная при помощи оптического микроскопа фотография микроструктуры высокопрочной стальной полосы, полученной в примере 4.
Химический состав компонентов высокопрочной стальной полосы по примерам 1-6 приведен в таблице 1.
Химический состав компонентов высокопрочной стальной полосы по примерам 1-6, вес. % (остальное Fe и неустранимые примеси)
Figure 00000005
В таблице 2 приведены конкретные технологические параметры по примерам 1-6, при этом параметры каждого примера в таблице 2 соответствуют соответствующему примеру 1-6 из таблицы 1.
Технологические параметры процесса производства по примерам 1-6
Figure 00000006
В таблице 3 приведены основные рабочие характеристики высокопрочной стальной полосы по примерам 1-6.
Основные рабочие характеристики высокопрочной стальной полосы по примерам 1-6
Figure 00000007
Примечание:
Рст обозначает риск образования сварочных трещин, который имеет следующее значение:
Рст=C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
Qm обозначает коэффициент прокаливаемости стальной полосы, который имеет следующее значение:
Qm=1,379C+0,218Si+1,253Mn+2,113Mo+0,879Cr+101,21B,
где С, Si, Mn, Cr, Cu, Ni, Mo, V, В соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %.
Как видно из таблиц 3 и 1, предлагаемая в изобретении высокопрочная стальная полоса имеет низкий углеродный эквивалент Сэ<0,56%, низкий риск образования сварочных трещин Рст<0,27% и коэффициент прокаливаемости 3,4<Qm<4,2. Низкое значение углеродного эквивалента Сэ и низкий риск возникновения сварочных трещин Рст позволяют добиться хорошей свариваемости стальной полосы. Как видно из Фиг. 3, высокопрочная стальная полоса имеет предел текучести >900 МПа, временное сопротивление >1000 МПа, удлинение ≥12%, ударную вязкость при -40°С>80 Дж. Таким образом, стальная полоса обладает хорошей свариваемостью и превосходными механическими свойствами, благодаря чему соответствует требованиям высокой прочности, ударной вязкости при низких температурах и хорошей свариваемости, которые предъявляются к стальной полосе в производстве механических конструкций, и может широко использоваться для изготовления структурных элементов, применяемых в производстве горного и портового оборудования, а также в инженерном машиностроении.
Среднему специалисту в данной области должно быть ясно, что приведенные выше примеры служат лишь для наглядной демонстрации настоящего изобретения и не ограничивают его объем, при этом все модификации и изменения вышеуказанных примеров в пределах сущности изобретения будут оставаться в пределах объема изобретения, определяемого его формулой.

Claims (6)

1. Способ производства высокопрочной стальной полосы, включающий выплавку стали, отливку стали в сляб, нагрев сляба, прокатку сляба в полосу с последующим ее охлаждением и отпуском, отличающийся тем, что выплавляют сталь, имеющую следующий химический состав, вес.%: С 0,070-0,115, Si 0,20-0,50, Mn 2,00-2,20, Cr ≤ 0,35, Мо 0,10-0,40, Nb 0,03-0,06, V 0,03-0,06, Ti 0,002-0,04, Al 0,01-0,08, В 0,0006-0,0020, N ≤ 0,0060, О ≤ 0,0040, Ca ≤ 0,0045, остальное - Fe и неизбежные примеси, сляб нагревают до температуры 1040-1250°С, прокатку осуществляют в два этапа, на каждом из которых выполняют многопроходную прокатку, при этом на первом этапе прокатки температура начала прокатки составляет 1010-1240°С, степень деформации на каждом проходе составляет 8-30%, а на втором этапе температура начала прокатки составляет 750-870°С, температура конца прокатки составляет 740-850°С, а степень деформации на каждом проходе составляет 5-30%, охлаждение прокатанной стальной полосы сначала осуществляют при помощи водного охлаждения со скоростью охлаждения 15-50°С/с до температуры ≤450°С, затем при помощи воздушного охлаждения до комнатной температуры, а отпуск проводят при температуре 450-650°С.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после отпуска стальную полосу охлаждают при помощи воздушного охлаждения.
3. Высокопрочная стальная полоса, отличающаяся тем, что она получена способом по п.1 или 2.
4. Стальная полоса по п. 3, отличающаяся тем, что она имеет углеродный эквивалент СЭ ≤ 0,56%.
5. Стальная полоса по п. 3, отличающаяся тем, что она имеет коэффициент трещиностойкости при сварке Pcm ≤ 0,27%.
6. Стальная полоса по п. 3, отличающаяся тем, что она имеет микроструктуру, состоящую из реечного бейнита и мартенсита.
RU2015136605A 2013-01-22 2013-12-24 Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства RU2711698C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2013100220083A CN103060690A (zh) 2013-01-22 2013-01-22 一种高强度钢板及其制造方法
CN201310022008.3 2013-01-22
PCT/CN2013/090268 WO2014114158A1 (zh) 2013-01-22 2013-12-24 一种高强度钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2015136605A RU2015136605A (ru) 2017-09-28
RU2711698C2 true RU2711698C2 (ru) 2020-01-21

Family

ID=48103579

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015136605A RU2711698C2 (ru) 2013-01-22 2013-12-24 Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11268176B2 (ru)
EP (1) EP2949773B1 (ru)
JP (1) JP6426621B2 (ru)
KR (1) KR102229530B1 (ru)
CN (1) CN103060690A (ru)
AU (1) AU2013375523B2 (ru)
RU (1) RU2711698C2 (ru)
WO (1) WO2014114158A1 (ru)
ZA (1) ZA201505249B (ru)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
CN103898406B (zh) * 2014-03-25 2016-08-24 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
CN105506494B (zh) * 2014-09-26 2017-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法
CN104278206A (zh) * 2014-10-15 2015-01-14 山东钢铁股份有限公司 一种厚度60mm以下屈服强度690MPa级钢板及其制备方法
CN104513937A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级别高强钢及其生产方法
CN109207839A (zh) * 2017-06-29 2019-01-15 宝山钢铁股份有限公司 一种高强高韧射孔枪管及其制造方法
CN110819878B (zh) * 2019-10-23 2021-10-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种爆炸复合用具备优良低温韧性钢板及其生产方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2210603C2 (ru) * 1997-07-28 2003-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей
RU2215813C2 (ru) * 1997-07-28 2003-11-10 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Низколегированная, практически не содержащая бора сталь
JP2008169440A (ja) * 2007-01-12 2008-07-24 Jfe Steel Kk 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法
JP2010229528A (ja) * 2009-03-30 2010-10-14 Jfe Steel Corp 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
EP2484791A1 (en) * 2009-09-30 2012-08-08 JFE Steel Corporation Steel plate having low yield ratio, high strength and high uniform elongation and method for producing same
WO2012161248A1 (ja) * 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63121618A (ja) * 1986-11-11 1988-05-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高延性、高靭性Ｎｂ添加熱延鋼板の製造方法
JPH0788554B2 (ja) 1988-12-23 1995-09-27 日本鋼管株式会社 建築用耐火鋼材
JP2671732B2 (ja) 1992-11-02 1997-10-29 住友金属工業株式会社 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法
JP2828054B2 (ja) 1996-08-15 1998-11-25 日本鋼管株式会社 建築用耐火鋼材
ATE330040T1 (de) * 1997-07-28 2006-07-15 Exxonmobil Upstream Res Co Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultra-tief-temperatur zähigkeit
US6228183B1 (en) * 1997-07-28 2001-05-08 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
WO2003006699A1 (fr) 2001-07-13 2003-01-23 Nkk Corporation Tube d'acier a resistance elevee, superieure a celle de la norme api x6
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
CN100494451C (zh) * 2005-03-30 2009-06-03 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法
CN101418416B (zh) 2007-10-26 2010-12-01 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
JP5433964B2 (ja) 2008-03-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼板の製造方法
CN101906594B (zh) 2009-06-08 2013-07-31 鞍钢股份有限公司 一种900MPa级屈服强度调质钢板及其制造方法
CA2782777C (en) * 2010-01-13 2014-11-18 Nippon Steel Corporation High tensile steel sheet superior in formability and method of manufacturing the same
JP4897127B2 (ja) * 2010-05-27 2012-03-14 新日本製鐵株式会社 溶接構造用高強度鋼板の製造方法
JP5742123B2 (ja) 2010-07-16 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用高強度溶接鋼管向け高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101549317B1 (ko) 2011-03-28 2015-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN102260283B (zh) 2011-04-14 2014-11-05 华东理工大学 杂环取代双齿胺基配体铝络合物及其制备方法和应用
CN102618800A (zh) * 2012-03-30 2012-08-01 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1150MPa级钢板及其制造方法
CN102618793B (zh) * 2012-03-30 2013-11-20 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度 960MPa 级钢板及其制造方法
CN102787272B (zh) * 2012-07-26 2013-10-16 北京科技大学 一种汽车厢体用热轧酸洗高强钢的制备方法
CN103060690A (zh) 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2210603C2 (ru) * 1997-07-28 2003-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей
RU2215813C2 (ru) * 1997-07-28 2003-11-10 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Низколегированная, практически не содержащая бора сталь
JP2008169440A (ja) * 2007-01-12 2008-07-24 Jfe Steel Kk 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法
JP2010229528A (ja) * 2009-03-30 2010-10-14 Jfe Steel Corp 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
EP2484791A1 (en) * 2009-09-30 2012-08-08 JFE Steel Corporation Steel plate having low yield ratio, high strength and high uniform elongation and method for producing same
WO2012161248A1 (ja) * 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20150109461A (ko) 2015-10-01
WO2014114158A1 (zh) 2014-07-31
KR102229530B1 (ko) 2021-03-18
CN103060690A (zh) 2013-04-24
AU2013375523A1 (en) 2015-08-06
JP6426621B2 (ja) 2018-11-21
AU2013375523B2 (en) 2018-06-07
EP2949773B1 (en) 2020-07-01
RU2015136605A (ru) 2017-09-28
US20150361531A1 (en) 2015-12-17
EP2949773A4 (en) 2016-08-31
EP2949773A1 (en) 2015-12-02
ZA201505249B (en) 2016-07-27
JP2016509129A (ja) 2016-03-24
US11268176B2 (en) 2022-03-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2711698C2 (ru) Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства
JP6661537B2 (ja) 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法
CA2962472C (en) High-toughness hot-rolled high-strength steel with yield strength of grade 800 mpa and preparation method thereof
JP7043185B2 (ja) 溶接性に優れた高マンガン耐摩耗鋼
TWI412605B (zh) 高強度鋼板及其製造方法
JP5598225B2 (ja) 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100951296B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP6771047B2 (ja) 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP6135697B2 (ja) 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP2005336526A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR100843844B1 (ko) 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법
TWI544086B (zh) 高碳熱軋鋼板及其製造方法
JP2023506822A (ja) 低温衝撃靭性に優れた高硬度耐摩耗鋼及びその製造方法
JP6847225B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比鋼板及びその製造方法
KR100957962B1 (ko) 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법
JP2012224884A (ja) 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法
JP7164718B2 (ja) 優れた低降伏比と低温靭性特性を有する構造用鋼及びその製造方法
JP6691967B2 (ja) 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法
KR100928782B1 (ko) 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법
KR101091510B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101018159B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP7439241B2 (ja) 強度及び低温衝撃靭性に優れた鋼材及びその製造方法
JP6838422B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR101445726B1 (ko) 고장력강 및 그 제조방법
KR101344563B1 (ko) 고탄소강 및 그 제조 방법