RU2791207C1 - Steel, steel rod and its manufacturing method - Google Patents
Steel, steel rod and its manufacturing method Download PDFInfo
- Publication number
- RU2791207C1 RU2791207C1 RU2021133271A RU2021133271A RU2791207C1 RU 2791207 C1 RU2791207 C1 RU 2791207C1 RU 2021133271 A RU2021133271 A RU 2021133271A RU 2021133271 A RU2021133271 A RU 2021133271A RU 2791207 C1 RU2791207 C1 RU 2791207C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- low temperature
- present
- high strength
- Prior art date
Links
Images
Abstract
Description
Область техникиTechnical field
[0001] Настоящее изобретение относится к стальным материалам, обладающим сверхвысокой прочностью, и способу их производства, и, в частности, оно относится к низкотемпературной стали, обладающей сверхвысокой прочностью, стальному стержню и способу его производства.[0001] The present invention relates to ultra high strength steel materials and a production method thereof, and in particular, it relates to ultra high strength low temperature steel, a steel rod and a production method thereof.
Уровень техникиState of the art
[0002] Стержень из низкотемпературной стали, обладающей сверхвысокой прочностью и вязкостью, может использоваться в изготовлении швартовных цепей для морской платформы, высокобезопасного машинного оборудования и компонентов конструкций. Вместе с эксплуатацией морских ресурсов в глубоководном море, морские платформы становятся более крупными и более сложными по своей конструкции и функциям, и при этом также повышаются требования к швартовным цепям для морской платформы. Рабочая среда для швартовных цепей морской платформы является жесткой ввиду высоких растягивающих нагрузок, ударов морской воды, обусловленных движениями волн, эрозии морской воды и микробной коррозии.[0002] A low temperature steel rod having ultra high strength and toughness can be used in the manufacture of mooring chains for an offshore platform, high safety machinery and structural components. Along with the exploitation of marine resources in the deep sea, offshore platforms are becoming larger and more complex in structure and function, and the demands on offshore platform mooring chains are also increasing. The working environment for offshore platform mooring chains is harsh due to high tensile loads, seawater impacts due to wave movements, seawater erosion and microbial corrosion.
[0003] Сталь для швартовных цепей крупномасштабных морских платформ должна обладать более высокой прочностью и более высоким ударным сопротивлением. В настоящее время, сортами стали для швартовных цепей крупномасштабных морских платформ, в основном, являются R3, R3S, R4, R4S и R5, у которых значение прочности на растяжение составляет 690 МПа, 770 МПа, 860 МПа, 960 МПа и 1000 МПа, соответственно.[0003] Steel for mooring chains of large-scale offshore platforms should have higher strength and higher impact resistance. At present, the steel grades for large-scale offshore platform mooring chains are mainly R3, R3S, R4, R4S and R5, whose tensile strength is 690MPa, 770MPa, 860MPa, 960MPa and 1000MPa, respectively. .
[0004] Исходя из этого, желательно получить низкотемпературную вязкую сталь сверхвысокой прочности. В целом, в настоящее время проводятся испытания высокопрочной вязкой стали в Китае и за рубежом путем выбора подходящих химических компонентов, а также применения процесса контролируемой прокатки и контролируемого охлаждения или закаливания и отпуска с получением высокопрочной вязкой стали, удовлетворяющей требованиям в отношении механических свойств. Однако при осуществлении процесса контролируемой прокатки и контролируемого охлаждения для получения высокопрочной стали, представляется трудным контролировать параметры в процессе прокатки и охлаждения, что может повлиять на общую однородность механических свойств стали. При осуществлении процесса закаливания и отпуска для получения высокопрочной стали, закаливаемость стали улучшается за счет оптимизации содержимого легирующих элементов и углерода, чтобы сталь образовывала мартенситную структуру в ходе процесса охлаждения. Мартенсит представляет собой квадратную решетку, образованную за счет растворения углерода в объемноцентрированной кубической решетке атомов Fe, где ОЦК-решетка проходит вдоль оси c. Такая структура обладает высокой прочностью и твердостью. Высокопрочная сталь, содержащая в основном мартенсит, как правило, имеет плохую ударную вязкость при низкой температуре вследствие ее высокой хранимой энергии деформации, составляющей вплоть до 1000 Дж/моль и высокой плотности дислокации. Однако ввиду того, что мартенситная высокопрочная сталь обладает высокой плотностью дислокации и границами субзерен, она разломается и быстро придет в негодность, если в ходе процесса растягивания появляются микродефекты, такие как микроразломы, что, таким образом, приводит к низкому коэффициенту удлинения.[0004] Based on this, it is desirable to obtain a low-temperature tough steel of ultra-high strength. In general, high-strength tough steel is currently being tested in China and abroad by selecting suitable chemical components, and applying the process of controlled rolling and controlled cooling or quenching and tempering to obtain high-strength tough steel that meets the requirements for mechanical properties. However, when carrying out a controlled rolling and controlled cooling process to produce high-strength steel, it is difficult to control the parameters in the rolling and cooling process, which may affect the overall uniformity of the mechanical properties of the steel. When carrying out the quenching and tempering process to produce high strength steel, the hardenability of the steel is improved by optimizing the content of alloying elements and carbon so that the steel forms a martensitic structure during the cooling process. Martensite is a square lattice formed by the dissolution of carbon in a body-centered cubic lattice of Fe atoms, where the bcc lattice runs along the c axis. This structure has high strength and hardness. High-strength steel containing mainly martensite generally has poor low temperature toughness due to its high stored strain energy of up to 1000 J/mol and high dislocation density. However, because the martensitic high strength steel has a high dislocation density and subgrain boundaries, it will fracture and fail quickly if microdefects such as microcracks appear during the stretching process, thus resulting in a low elongation.
[0005] Например, в опубликованной заявке на выдачу патента Китая № CN 103667953 A (дата публикации - 26 марта 2014 г.) под названием «Сталь для океанической швартовной цепи, обладающая низкой чувствительностью к трещинам от воздействия внешней среды и сверхвысокой прочностью и надежностью, а также способ ее получения» раскрыта сталь для океанической швартовной цепи, обладающая низкой чувствительностью к трещинам от воздействия внешней среды и сверхвысокой прочностью и надежностью, а также способ ее получения. В соответствии с техническими решениями, раскрытыми в патенте, состав стали содержит следующие компоненты в процентах по массе: С: 0,12~0,24, Mn: 0,10~0,55, Si: 0,15~0,35, Cr: 0,60~3,50, Mo: 0,35~0,75, N≤0,006, Ni: 0,40~4,50, Cu ≤0,50, S ≤0,005, P: 0,005~0,025, O≤0,0015, H≤0,00015, баланс Fe и неизбежные примеси.[0005] For example, in China Published Patent Application No. CN 103667953 A (Publication Date March 26, 2014) titled "Ocean Mooring Chain Steel with Low Environmental Crack Sensitivity and Ultra High Strength and Reliability, as well as a method for its production, a steel for an oceanic mooring chain is disclosed, which has low sensitivity to cracks from the effects of the external environment and ultra-high strength and reliability, as well as a method for its production. In accordance with the technical solutions disclosed in the patent, the steel composition contains the following components in percentage by weight: C: 0.12~0.24, Mn: 0.10~0.55, Si: 0.15~0.35, Cr: 0.60~3.50, Mo: 0.35~0.75, N≤0.006, Ni: 0.40~4.50, Cu ≤0.50, S ≤0.005, P: 0.005~0.025, O≤0.0015, H≤0.00015, Fe balance and unavoidable impurities.
[0006] В качестве другого примера, в опубликованной заявке на выдачу патента Китая № CN 101519751 (дата публикации - 2 сентября 2009 г.) под названием «Высококачественная сталь для морской швартовной цепи и способ ее изготовления» раскрыта высококачественная сталь для морской швартовной цепи и способ ее изготовления. В соответствии с техническими решениями, раскрытыми в патенте, состав стали содержит следующие компоненты в весовых процентах: С: 0,16~0,27, Mn: 0,40 ~ 1,05, Si: 0,15~0,50, Cr: 1,25~2,50, Mo: 0,20~0,60, Al: 0,01~0,06, N: 0,004~0,015, S≤0,005, P≤0,015, баланс Fe и неизбежные примеси. Общие механические свойства такой стали для швартовной цепи следующие: прочность на растяжение σb ≥ 1000 МПа, коэффициент удлинения δ ≥ 15%, процентное уменьшение площади после разлома ψ ≥ 55%, ударная вязкость при -20°C в виде поглощающей способности ≥ 80 Дж, соотношение предела текучести и временного сопротивления разрыву σs/σb ≤ 0,92.[0006] As another example, Chinese Published Patent Application No. CN 101519751 (Publication Date September 2, 2009) titled "High Quality Steel for Marine Mooring Chain and Method for Manufacture thereof" discloses high quality steel for marine mooring chain and the way it is made. In accordance with the technical solutions disclosed in the patent, the steel composition contains the following components in weight percent: C: 0.16~0.27, Mn: 0.40~1.05, Si: 0.15~0.50, Cr : 1.25~2.50, Mo: 0.20~0.60, Al: 0.01~0.06, N: 0.004~0.015, S≤0.005, P≤0.015, Fe balance and unavoidable impurities. The general mechanical properties of such steel for mooring chain are as follows: tensile strength σb ≥ 1000 MPa, elongation factor δ ≥ 15%, percentage reduction in area after fracture ψ ≥ 55%, impact strength at -20°C in the form of absorption capacity ≥ 80 J, ratio of yield strength and tensile strength σs/σb ≤ 0.92.
Раскрытие сущности изобретенияDisclosure of the essence of the invention
[0007] Одна из задач настоящего изобретения заключается в представлении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, которая может достигнуть прочности на растяжение 1150 МПа и хорошей вязкостью при низкой температуре и коэффициенте удлинения. Сталь, согласно настоящему изобретению, пригодна для вариантов применения, где необходимы высокопрочные и вязкие материалы, таких как швартовные цепи для морской платформы, автомобилей и механических конструкций.[0007] One of the objectives of the present invention is to provide a low temperature tough steel having ultra high strength, which can achieve a tensile strength of 1150 MPa and good low temperature toughness and elongation. The steel of the present invention is suitable for applications where high strength and tough materials are required, such as mooring chains for offshore platforms, automobiles and mechanical structures.
[0008] Для решения указанной выше задачи, в настоящем изобретении представлена низкотемпературная вязкая сталь, обладающая сверхвысокой прочностью и имеющая следующий химический состав в процентах по массе:[0008] In order to solve the above problem, the present invention provides a low-temperature ductile steel having ultra-high strength and having the following chemical composition in percent by weight:
[0009] С: 0,150~0,250%, Si: 0,10~0,50%, Mn: 0,60~1,50%, Cr: 0,30~1,20%, Mo: 0,20~0,80%, Ni: 2,00~4,00%, Nb: 0~0,10%, B: 0,0010~0,0050%, V: 0~0,12%, Ti: 0,003~0,06%, Al: 0,01~0,08%, баланс Fe и неизбежные примеси.[0009] C: 0.150~0.250%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 0.60~1.50%, Cr: 0.30~1.20%, Mo: 0.20~0 .80%, Ni: 2.00~4.00%, Nb: 0~0.10%, B: 0.0010~0.0050%, V: 0~0.12%, Ti: 0.003~0, 06%, Al: 0.01~0.08%, Fe balance and unavoidable impurities.
[0010] В отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, ключевой принцип каждого химического элемента заключается в следующем:[0010] With regard to the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention, the key principle of each chemical element is as follows:
[0011] Углерод (C): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, C добавляют в сталь для улучшения отверждаемости, чтобы сталь могла образовывать конструкцию низкотемпературного фазового преобразования, обладающую высокой твердостью, в ходе процесса закаливания и охлаждения, тем самым повышая прочность стали. Кроме того, если процент C по массе повышен, то соотношение твердых фаз, таких как мартенситная фаза и нижняя бейнитная фаза, будет увеличиваться. Таким образом, несмотря на то, что твердость стали может быть увеличена, также может быть уменьшена вязкость. Однако, если процент C по массе слишком низок, то это снизит количество конструкции низкотемпературного фазового преобразования, такой как мартенсит и нижний бейнит, и высокая прочность на растяжение не будет достигнута. Исходя из этого, процент C по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне от 0,150 до 0,250 %.[0011] Carbon (C): With respect to the low temperature tough steel having super high strength according to the present invention, C is added to steel to improve hardenability so that the steel can form a low temperature phase transformation structure having high hardness during the quenching and cooling process, thereby increasing the strength of the steel. In addition, if the percentage of C by weight is increased, then the ratio of hard phases such as the martensite phase and the lower bainitic phase will increase. Thus, although the hardness of the steel can be increased, the toughness can also be reduced. However, if the percentage of C by weight is too low, then it will reduce the amount of low temperature phase transformation structure such as martensite and lower bainite, and high tensile strength will not be achieved. Based on this, the mass percentage of C in the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention is controlled in the range of 0.150 to 0.250%.
[0012] Кремний (Si): в техническом решении, согласно настоящему изобретению, Si замещает атомы Fe путем замены в стали, препятствуя перемещению дислокаций, а также он выгоден для повышения прочности стали. Si может уменьшать диффузионную емкость C в феррите. Таким образом, образование крупных карбидов и осаждение в дислокациях в ходе отпуска может быть предотвращено благодаря подходящему количеству Si. Однако высокий процент Si по массе может снизить ударное сопротивление стали при низкой температуре. Исходя из этого, процент Si по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 0,10~0,50%.[0012] Silicon (Si): In the solution of the present invention, Si replaces Fe atoms by substituting in steel, preventing dislocations from moving, and is also beneficial for increasing the strength of steel. Si can reduce the diffusion capacitance C in ferrite. Thus, the formation of large carbides and precipitation in dislocations during tempering can be prevented by a suitable amount of Si. However, a high percentage of Si by weight can reduce the impact resistance of the steel at low temperature. Based on this, the weight percentage of Si in the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention is controlled in the range of 0.10~0.50%.
[0013] Марганец (Mn): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, Mn является стабилизирующим элементом остаточного аустенита. Mn, содержащийся в стали, в основном находится в форме твердого раствора. В ходе процесса закаливания стали Mn может подавлять фазовое преобразование диффузионного типа, повышать отверждаемость стали и образовывать конструкцию низкотемпературного фазового преобразования, обладающую высокой прочностью. Однако слишком высокий процент Mn по массе может привести к образованию более остаточного аустенита и снизить предел текучести стали. Более того, ввиду того, что сталь, содержащая марганец, чувствительна к перегреву, то слишком высокий процент Mn по массе может привести к росту аустенитных зерен в ходе нагрева в процессе закаливания. Mn может способствовать сегрегации вредных элементов на границах зерен и повышать тенденцию отпуска хрупкости стали. Таким образом, в техническом решении, согласно настоящему изобретению, Mn добавляют в количестве 0,60~1,50% по массе для улучшения отверждаемости стали, при этом предотвращая образование слишком большого количества остаточного аустенита и снижая чувствительность стали к перегреву.[0013] Manganese (Mn): With respect to the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention, Mn is a retained austenite stabilizing element. Mn contained in steel is mainly in the form of a solid solution. During the steel hardening process, Mn can suppress the diffusion type phase transformation, improve the hardenability of the steel, and form a low temperature phase transformation structure having high strength. However, too high a percentage of Mn by weight can lead to the formation of more retained austenite and reduce the yield strength of the steel. Moreover, because steel containing manganese is sensitive to overheating, too high a percentage of Mn by weight can lead to growth of austenite grains during heating during the quenching process. Mn can promote the segregation of harmful elements at grain boundaries and increase the tempering tendency of steel brittleness. Thus, in the solution of the present invention, Mn is added in an amount of 0.60~1.50% by mass to improve the hardenability of the steel, while preventing too much retained austenite from forming and reducing the steel's sensitivity to overheating.
[0014] Хром (Cr): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, добавление Cr может уменьшить движущую силу для фазового преобразования из γ в α, предотвратить зародышеобразование в карбидах и рост в ходе фазового преобразования, подавить фазовое преобразования диффузионного типа, повысить отверждаемость стали, образовать отвержденную мартенситную структуру и обеспечить сталь, обладающую более высокой прочностью. Однако, если карбид Cr не полностью растворен в ходе процесса нагрева, то он может подавлять рост аустенитных зерен. Кроме того, если процент Cr по массе слишком высок, то могут образоваться крупные карбиды, ухудшая ударопрочность при низкой температуре. Таким образом, процент Cr по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 0,30~1,20% для обеспечения прочности стали и ее ударопрочности при низкой температуре.[0014] Chromium (Cr): With respect to the low temperature tough steel having super high strength according to the present invention, adding Cr can reduce the driving force for phase transformation from γ to α, prevent carbide nucleation and growth during phase transformation, suppress phase transformation diffusion type, improve the hardenability of the steel, form a hardened martensitic structure, and provide the steel with higher strength. However, if the Cr carbide is not completely dissolved during the heating process, then it can inhibit the growth of austenite grains. In addition, if the weight percentage of Cr is too high, coarse carbides may be formed, degrading the low temperature impact resistance. Thus, the percentage of Cr by weight in the low temperature ductile steel having ultra high strength according to the present invention is controlled in the range of 0.30~1.20% to ensure the strength of the steel and its low temperature impact resistance.
[0015] Молибден (Mo): в техническом решении, согласно настоящему изобретению, Mo представляет собой феррит-образующий элемент, который может упрощать отверждаемость стали путем образования бейнита и мартенсита в стали в ходе процесса закаливания. Если скорость закаливания высока, а температура отпуска низка, то Mo в основном присутствует в стали в форме твердого раствора и дополнительно усиливает эффект растворимости в твердом состоянии. Если сталь закаливается при более высокой температуре, то могут быть образованы мелкие карбиды для повышения прочности стали. Карбиды Mo являются стабильными и они нелегко поддаются росту, что может улучшить зерна. Однако учитывая то, что Mo представляет собой благородный легирующий элемент, добавление большого количества Mo может привести к повышению затрат. Таким образом, в техническом решении, согласно настоящему изобретению, массовый процент Mo контролируют в диапазоне 0,20~0,80% для достижения баланса вязкости и эффективности сваривания.[0015] Molybdenum (Mo): In the technical solution of the present invention, Mo is a ferrite-forming element that can facilitate the hardenability of steel by forming bainite and martensite in the steel during the quenching process. If the quenching rate is high and the tempering temperature is low, then Mo is mainly present in the steel in the form of a solid solution, and further enhances the effect of solid state solubility. If the steel is quenched at a higher temperature, fine carbides can be formed to increase the strength of the steel. Mo carbides are stable and not easy to grow, which can improve grains. However, given that Mo is a noble alloying element, adding a large amount of Mo may lead to higher costs. Thus, in the technical solution according to the present invention, the mass percentage of Mo is controlled in the range of 0.20~0.80% to achieve a balance of toughness and welding efficiency.
[0016] Никель (Ni): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, Ni содержится в стали в форме твердого раствора. В частности, в системе состава, разработанной в данном варианте реализации, Ni присутствует в форме гранецентрированной кубической решетки Fe-Ni-Mn для уменьшения энергии дефекта упаковки, снижения сопротивления дислокационному движению, улучшения вязкости стальной матрицы и повышения ударопрочности стали при низкой температуре. Кроме того, ввиду того, что Ni является аустенизирующим элементом, слишком высокое содержание Ni может привести к высокому содержанию остаточного аустенита в стали и, следовательно, снизить прочность стали. Исходя из этого, процент Ni по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 2,00~4,00% для обеспечения ударопрочности стали при низкой температуре и ее прочности.[0016] Nickel (Ni): With regard to the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention, Ni is contained in the steel in the form of a solid solution. In particular, in the composition system developed in this embodiment, Ni is present in the form of a Fe-Ni-Mn face-centered cubic lattice to reduce stacking fault energy, reduce dislocation resistance, improve steel matrix toughness, and improve low temperature impact resistance of steel. In addition, since Ni is an austenizing element, too high a content of Ni may lead to a high content of retained austenite in the steel, and hence reduce the strength of the steel. On this basis, the weight percentage of Ni in the low temperature tough steel having super high strength according to the present invention is controlled in the range of 2.00~4.00% to ensure the low temperature impact resistance of the steel and its strength.
[0017] Ниобий (Nb): в техническом решении, согласно настоящему изобретению, Nb добавляют в сталь для подавления рекристаллизации стали. Nb содержится в стали в качестве заменителя атома растворенного вещества. Ввиду того, что размер атомов Nb больше, чем атомов Fe, они легко поддаются сегрегации на линии дислокации и придают сильный эффект волочения дислокационному движению. Между тем, Nb в стали может образовать промежуточные фазы, такие как NbC и NbN, что препятствует скреплению дислокаций и миграции границ субзерен в ходе процесса рекристаллизации, а также эффективно улучшает зерна. Если содержание Nb слишком высокое, то крупные частицы NbC могут быть образованы в условиях высокотемпературного отпуска, что ухудшает ударную вязкость стали при низкой температуре. Таким образом, в сочетании с контролем других легирующих элементов, процент Nb по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 0~0,10% для обеспечения механических свойств стали.[0017] Niobium (Nb): In the technical solution of the present invention, Nb is added to steel to suppress recrystallization of the steel. Nb is found in steel as a substitute for the solute atom. Since the size of Nb atoms is larger than that of Fe atoms, they easily segregate on the dislocation lines and impart a strong drag effect to the dislocation motion. Meanwhile, Nb in steel can form intermediate phases such as NbC and NbN, which prevents dislocation bonding and subgrain boundary migration during the recrystallization process, and effectively improves grains. If the Nb content is too high, large NbC particles may be formed under high temperature tempering conditions, which deteriorates the low temperature toughness of the steel. Thus, in combination with the control of other alloying elements, the mass percentage of Nb in the low temperature tough steel having super high temperature according to the present invention is controlled in the range of 0~0.10% to ensure the mechanical properties of the steel.
[0018] Бор (B): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, B может изменять процесс затвердевания и структуру в состоянии отливки, а также вступать в реакцию с расплавленной сталью с образованием мелких частиц, которые становятся ядром неспонтанного зародышеобразования, тем самым снижая энергию зародышеобразования и повышая скорость зародышеобразования. Между тем, B представляет собой поверхностно-активный элемент в стали и легко может быть абсорбирован на поверхности твердого кристаллического ядра, тем самым предотвращая рост кристалла путем препятствования поступлению атомов, необходимых для роста кристалла, и в то же время существенно повышая отверждаемость стали. Таким образом, B может улучшить структуру в состоянии отливки и снизить дендритную и региональную сегрегацию, а также улучшить равномерность и отверждаемость стали. Исходя из этого, в техническом решении, согласно настоящему изобретению, процент B по массе контролируют в диапазоне 0,0010~0,0050%.[0018] Boron (B): With respect to the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention, B can change the solidification process and structure in the cast state, and react with molten steel to form fine particles that become the core of non-spontaneous nucleation, thereby lowering the nucleation energy and increasing the nucleation rate. Meanwhile, B is a surface active element in steel, and can be easily absorbed on the surface of the hard crystal core, thereby preventing crystal growth by preventing the entry of atoms necessary for crystal growth, and at the same time greatly improving the hardenability of the steel. Therefore, B can improve the structure in the casting state and reduce dendritic and regional segregation, and improve the uniformity and hardenability of the steel. Based on this, in the technical solution according to the present invention, the percentage of B by mass is controlled in the range of 0.0010~0.0050%.
[0019] Ванадий (V): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, V образует VC (карбид ванадия) с C. Мелкий VC может в некоторой степени препятствовать дислокациям. Между тем, ввиду того, что температура растворения VC высокая, он может эффективно предотвращать перемещение границ зерен, улучшить зерна и повысить прочность стали. В условиях высокой температуры закаливания, если проценты C и V по массе являются высокими, то могут образоваться крупные частицы VC и ухудшить ударопрочность стали. Таким образом, принимая во внимание другие легирующие элементы, добавляемые в настоящем изобретении, процент V по массе в техническом решении, согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 0~0,12% для обеспечения механических свойств стали.[0019] Vanadium (V): With respect to the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention, V forms VC (vanadium carbide) with C. Fine VC can inhibit dislocations to some extent. Meanwhile, since the dissolution temperature of VC is high, it can effectively prevent grain boundary movement, improve grains, and improve steel strength. Under high quenching temperature conditions, if the mass percentages of C and V are high, large VC particles may form and deteriorate the toughness of the steel. Thus, taking into account other alloying elements added in the present invention, the percentage V by mass in the technical solution according to the present invention is controlled in the range of 0~0.12% to ensure the mechanical properties of the steel.
[0020] Титан (Ti): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, Ti может образовывать соединения с C и N в стали. Температура для образования TiN составляет 1400°C или более. Как правило, TiN будет осаждаться из жидкой фазы или δ-феррита для достижения улучшения аустенитных зерен. Если процент Ti по массе слишком высок, то будет образован крупный осадок TiN, приводя к снижению свойств ударопрочности и выносливости. Кроме того, в ходе процесса отпуска, если процент Ti по массе слишком высок, то диапазон колебания ударной вязкости при низкой температуре будет увеличиваться. Исходя из этого, процент Ti по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 0,003~0,06%.[0020] Titanium (Ti): With respect to the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention, Ti can form compounds with C and N in the steel. The temperature for the formation of TiN is 1400°C or more. Typically, TiN will be deposited from the liquid phase or δ-ferrite to achieve austenite grain improvement. If the percentage of Ti by weight is too high, a large deposit of TiN will be formed, resulting in a decrease in the impact resistance and toughness properties. In addition, during the tempering process, if the weight percentage of Ti is too high, the low temperature impact range will increase. Based on this, the mass percentage of Ti in the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention is controlled in the range of 0.003~0.06%.
[0021] Алюминий (Al): в отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, Al будет образовывать мелкие осадки AlN в ходе выплавления стали, что замедляет рост аустенитных зерен в последующем процессе охлаждения для достижения улучшения аустенитных зерен и повышает вязкость стали при низкой температуре. Однако, если процент Al по массе является слишком высоким, то это приведет к образованию крупных оксидов Al и к неприемлемым результатам ультразвуковой дефектоскопии у стали. Кроме того, тяжелые, крупные включения оксидов Al могут ухудшать усталостные свойства стали. Исходя из этого, процент AL по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, контролируют в диапазоне 0,01~0,08% для повышения вязкости стали.[0021] Aluminum (Al): With respect to the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention, Al will form AlN fine precipitates during steelmaking, which will slow down the growth of austenite grains in the subsequent cooling process to achieve improvement of austenite grains and increase toughness steel at low temperature. However, if the percentage of Al by weight is too high, it will lead to the formation of large oxides of Al and to unacceptable ultrasonic inspection results on the steel. In addition, heavy, large inclusions of Al oxides can degrade the fatigue properties of the steel. Based on this, the weight percentage of AL in the low temperature tough steel having super high strength according to the present invention is controlled in the range of 0.01~0.08% to increase the toughness of the steel.
[0022] Резюмируя, в системе химического состава, используемой в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, полностью используется воздействие различных легирующих элементов на фазовое преобразование и микроструктуру для обеспечения прочности, ударного сопротивления при низкой температуре и коэффициент удлинения стали для того, чтобы получить высокопрочную сталь с прочностью на растяжение, составляющей 1150 МПа, а также сбалансированной сверхвысокой вязкостью и хорошей гибкостью.[0022] In summary, the chemical composition system used in the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention makes full use of the effects of various alloying elements on phase transformation and microstructure to provide strength, low temperature impact resistance and elongation of the steel to to obtain a high-strength steel with a tensile strength of 1150 MPa, as well as a balance of ultra-high toughness and good flexibility.
[0023] Кроме того, низкотемпературная вязкая сталь, обладающая сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, дополнительно содержит Cu в количестве от 0 до 0,30% и/или Ca в количестве от 0 до 0,005%. В техническом решении, представленном выше, Cu добавляют в сталь для образования мелкого наноразмерного осадка ε-Cu в ходе процесса отпуска для того, чтобы повысить прочность стали. Между тем, добавление некоторого количества Cu может помочь улучшить стойкость стали к коррозии. Однако учитывая то, что точка плавления Cu является низкой, если процент Cu по массе слишком высок, то Cu может концентрироваться на границе зерна в ходе процесса нагревания и аустенизации, что ослабит границу зерна и приведет к растрескиванию. Исходя из этого, в некоторых предпочтительных вариантах реализации низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, количество Cu контролируют в диапазоне 0<Cu≤0,30%.[0023] In addition, the low-temperature ductile steel having ultra-high strength according to the present invention further contains Cu in an amount of 0 to 0.30% and/or Ca in an amount of 0 to 0.005%. In the technical solution presented above, Cu is added to steel to form a fine nanosized deposit of ε-Cu during the tempering process in order to increase the strength of the steel. Meanwhile, adding some Cu can help improve the corrosion resistance of steel. However, considering that the melting point of Cu is low, if the mass percentage of Cu is too high, Cu may be concentrated at the grain boundary during the heating and austenization process, which will weaken the grain boundary and cause cracking. On this basis, in some preferred embodiments of the low temperature tough steel having ultra high strength according to the present invention, the amount of Cu is controlled in the range of 0<Cu≤0.30%.
[0024] Кроме того, в некоторых вариантах реализации, в сталь может быть добавлен Ca в количестве 0,005% или меньше по массе с образованием CaS для того, чтобы улучшить размер и морфологию включений, а также повысить ударное сопротивление стали при низкой температуре.[0024] In addition, in some embodiments, 0.005% or less Ca by weight of CaS may be added to the steel to form CaS in order to improve the size and morphology of the inclusions, as well as increase the low temperature impact resistance of the steel.
[0025] Кроме того, в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, неизбежные примеси удовлетворяют по меньшей мере одному условию из следующих: P≤0,015%, S≤0,003%, H≤0,0002%, N≤0,0150%, O≤0,0030%.[0025] In addition, in the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention, the inevitable impurities satisfy at least one of the following: P≤0.015%, S≤0.003%, H≤0.0002%, N≤0 .0150%, O≤0.0030%.
[0026] Фосфор (P): P в стали может сегрегироваться на границе зерна, уменьшая энергию связывания границы зерна и ухудшая свойство ударопрочности стали при низкой температуре. Совместное присутствие P и Mn может усиливать отпускную хрупкость стали. P, сегрегированный на границе зерна, может вызвать межзерновой разлом стали при воздействии ударной нагрузки, образуя большую грань скола, что снижает энергию, абсорбируемую во время ударного воздействия на сталь. Таким образом, процент P по массе контролируют на значении P≤0,015% для обеспечения ударного сопротивления при низкой температуре у низкотемпературной стали, обладающей сверхвысокой прочностью.[0026] Phosphorus (P): P in steel may segregate at the grain boundary, reducing the binding energy of the grain boundary and degrading the low temperature impact resistance property of the steel. The combined presence of P and Mn can increase the temper brittleness of the steel. P segregated at the grain boundary can cause intergranular fracture of the steel when impacted, forming a large chip face, which reduces the energy absorbed during impact on the steel. Thus, the percentage P by weight is controlled at a value of P≤0.015% to ensure low temperature impact resistance of the low temperature steel having ultra high strength.
[0027] Сера (S): растворимость S в δ-феррите и аустените является низкой. S будет сегрегироваться в ходе затвердевания расплавленной стали и образовывать большое количество сульфидных включений, которые снизят эффективность ультразвуковой дефектоскопии и ударопрочность стали при низкой температуре. CaS, образованный за счет добавления S в легкообрабатываемую резанием сталь, улучшит производительность резания стали. В низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, основной причиной контроля процента S по массе является предотвращение повреждения крупного сульфида от ударного свойства. Для обеспечения хорошего ударного свойства стали при низкой температуре, процент S по массе в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, контролируют на значении: S≤0,003%.[0027] Sulfur (S): The solubility of S in δ-ferrite and austenite is low. S will segregate during the solidification of the molten steel and form a large amount of sulfide inclusions, which will reduce the effectiveness of ultrasonic testing and the impact resistance of steel at low temperature. CaS formed by adding S to easy-to-cut steel will improve the cutting performance of the steel. In the low-temperature ductile steel having ultra-high strength according to the present invention, the main reason for controlling the mass percentage S is to prevent damage to coarse sulfide from impact property. In order to ensure good impact property of the steel at low temperature, the mass percentage of S in the low temperature tough steel having super high strength according to the present invention is controlled to: S≤0.003%.
[0029] Водород (H): H будет скапливаться на дефектах и образовывать водородное охрупчивание при гидростатическом давлении в краевой дислокации в стали. В отношении низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, поскольку она обладает прочностью на растяжение, составляющей 1100 МПа или более, она обладает высокой плотностью дислокаций и границ субзерен. Если процент H по массе слишком высок, то это приведет к скоплению большого количества атомов H на дефектах после закаливания и отпускной теплообработкой стали. Концентрация атомов H приведет к образованию молекул H, что в результате даст отсроченный разлом стали. Учитывая то, что когда из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, делают швартовную цепь морской платформы, с высокой долей вероятности возможно, что разлом швартовной цепи высокой прочности за счет коррозии морской воды и проникновения H в швартовную цепь может быть отсрочен при рабочих условиях, угрожая безопасности морских платформ. Таким образом, в техническом решении, согласно настоящему изобретению, процент H по массе контролируют на значении H≤0,0002%.[0029] Hydrogen (H): H will accumulate on defects and form hydrogen embrittlement under hydrostatic pressure at an edge dislocation in steel. With respect to the low-temperature tough steel having ultra-high strength of the present invention, since it has a tensile strength of 1100 MPa or more, it has a high density of dislocations and subgrain boundaries. If the percentage of H by weight is too high, then it will lead to the accumulation of a large number of H atoms on defects after quenching and tempering of the steel. The concentration of H atoms will result in the formation of H molecules, resulting in a delayed fracture of the steel. Considering that when the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention is made into the mooring chain of an offshore platform, it is highly likely that the breaking of the high-strength mooring chain due to sea water corrosion and penetration of H into the mooring chain can be delayed. operating conditions, endangering the safety of offshore platforms. Thus, in the technical solution according to the present invention, the percentage of H by mass is controlled at a value of H≤0.0002%.
[0029] Азот (N): N будет образовывать AlN или TiN в стали для улучшения зерен аустенита. Однако увеличение процента N по массе может привести к увеличению его обогащением в дефектах и образовать крупные нитридные осадки, тем самым влияя на ударную вязкость стали при низкой температуре. Исходя из этого, в техническом решении, согласно настоящему изобретению, процент N по массе контролируют на значении N≤0,0150%.[0029] Nitrogen (N): N will form AlN or TiN in the steel to improve the austenite grains. However, an increase in the percentage of N by mass can lead to an increase in its enrichment in defects and the formation of large nitride deposits, thereby affecting the toughness of the steel at low temperature. Based on this, in the technical solution according to the present invention, the percentage of N by mass is controlled at a value of N≤0.0150%.
[0030] Кислород (O): O вместе с Al в стали будет образовывать Al2O3, TiO или т. п. В техническом решении, согласно настоящему изобретению, процент O по массе контролируют на значении O≤0,0030% для обеспечения структурной целостности и ударной вязкости стали при низкой температуре.[0030] Oxygen (O): O together with Al in steel will form Al 2 O 3 , TiO or the like. structural integrity and toughness of steel at low temperature.
[0031] Кроме того, в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, микроструктура стали представляет собой отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит.[0031] In addition, in the low-temperature ductile steel having ultra-high strength according to the present invention, the microstructure of the steel is tempered martensite and tempered bainite.
[0032] Кроме того, в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, сталь обладает пределом текучести ≥950 МПа, прочностью на растяжение ≥1150 МПа, ударной вязкостью по Шарпи ниже -20°C в виде поглощающей способности ≥75 Дж, коэффициентом удлинения ≥15%, процентным уменьшением площади после разлома ≥55%.[0032] In addition, in the low-temperature ductile steel having ultra-high strength according to the present invention, the steel has a yield strength of ≥950 MPa, a tensile strength of ≥1150 MPa, a Charpy impact strength of below -20°C in the form of an absorption capacity of ≥75 J , elongation factor ≥15%, percentage reduction in area after fracture ≥55%.
[0033] Следовательно, другая задача настоящего изобретения заключается в представлении стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью. Стальной стержень обладает прочностью на растяжение, составляющей вплоть до 1150 МПа, хорошей вязкостью при низкой температуре и коэффициентом удлинения, а также является пригодным для вариантов применения, в которых необходимы высокопрочные и вязкие материалы, таких как швартовные цепи для морской платформы, автомобили и механические конструкции.[0033] Therefore, another object of the present invention is to provide a low-temperature ductile steel rod having ultra-high strength. The steel rod has tensile strength up to 1150 MPa, good low temperature toughness and elongation, and is suitable for applications that require high strength and tough materials such as offshore platform mooring chains, automobiles and mechanical structures .
[0034] Для решения указанной выше задачи, в настоящем изобретении представлен стержень из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, который выполнен из указанной выше низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью.[0034] In order to solve the above problem, the present invention provides an ultra high strength low temperature tough steel rod which is made of the above ultra high strength low temperature tough steel.
[0035] Кроме того, стержень из низкотемпературной вязкой стали, согласно настоящему изобретению, имеет диаметр ≤180 мм.[0035] In addition, the low temperature ductile steel rod according to the present invention has a diameter of ≤180 mm.
[0036] Следовательно, другая задача настоящего изобретения заключается в представлении способа производства стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью. Данным способом может быть получен стержень из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью. Стержень из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, обладает прочностью на растяжение, составляющей 1150 МПа, хорошей вязкостью при низкой температуре и коэффициентом удлинения, а также является пригодным для вариантов применения, в которых необходимы высокопрочные и вязкие материалы, таких как швартовные цепи для морской платформы, автомобили и механические конструкции.[0036] Therefore, another object of the present invention is to provide a method for manufacturing a low-temperature ductile steel rod having ultra-high strength. By this method, a rod of low-temperature ductile steel having ultra-high strength can be obtained. Ultra high strength low temperature tough steel rod has a tensile strength of 1150 MPa, good low temperature toughness and elongation, and is suitable for applications that require high strength and tough materials such as marine mooring chains. platforms, vehicles and mechanical structures.
[0037] Для решения указанной выше задачи, в настоящем изобретении представлен способ производства указанного выше стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, включающий этапы, на которых выполняют:[0037] In order to solve the above problem, the present invention provides a method for producing the above rod from a low-temperature ductile steel having an ultra-high strength, including the steps of performing:
плавление и литье;melting and casting;
нагревание;heating;
штамповку или прокатку;stamping or rolling;
закаливание, причем температура аустенизации в ходе этапа закаливания составляет 840-1050°C, с последующим закаливанием в воде после аустенизации; иquenching, wherein the austenitization temperature during the quenching step is 840-1050°C, followed by water quenching after austenitization; And
отпуск, причем температура отпуска составляет 500-650°C, с последующим воздушным охлаждением или водяным охлаждением после отпуска.tempering, and tempering temperature is 500-650°C, followed by air cooling or water cooling after tempering.
[0038] В соответствии с техническим решением, согласно настоящему изобретению, причины контроля температуры аустенизации в диапазоне 840-1050°C на этапе закаливание заключаются в следующем: в ходе процесса, такие образующие карбиды элементы, как Nb, V, Ti, Cr и карбонитриды Mo, будут полностью или частично растворяться, тогда как нерастворенные карбонитриды будут прикрепляться на границе зерна аустенита для предотвращения слишком крупного размера аустенитных зерен, тем самым обеспечивая улучшение зерен после закаливания и повышая прочность и вязкость стали. В последующем процессе охлаждения легирующие элементы, растворенные в аустените, будут улучшать отверждаемость стали, так что мартенсит станет мельче, и это даст сверхвысокую прочность и хорошую вязкость получаемого стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью.[0038] In accordance with the technical solution according to the present invention, the reasons for controlling the austenitization temperature in the range of 840-1050°C in the hardening step are as follows: during the process, carbide-forming elements such as Nb, V, Ti, Cr and carbonitrides Mo will completely or partially dissolve, while undissolved carbonitrides will attach at the austenite grain boundary to prevent the austenite grains from being too large, thereby achieving grain improvement after quenching and increasing the strength and toughness of the steel. In the subsequent cooling process, the alloying elements dissolved in the austenite will improve the hardenability of the steel, so that the martensite will become finer, and this will give super high strength and good toughness of the resulting ultra high strength low temperature tough steel rod.
[0039] Следует отметить, что этап литья может быть выполнен путем литья в формы или непрерывного литья.[0039] It should be noted that the casting step can be performed by mold casting or continuous casting.
[0040] Закаленный стержень из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, подвергают теплообработке для отпуска при температуре 500-650°C. Это обусловлено тем, что в ходе процесса закаливания сталь будет образовывать структуру низшего бейнита и мартенсита, обладающую высокой плотностью дефектов, приводя к высокому количеству внутренней деформации и неравномерному распределению внутренних нагрузок. В ходе процесса высокотемпературного отпуска, Nb, V вместе с C, N будут образовывать карбиды. Между тем, Cr и Mo также будут образовывать мелкие карбидные осадки в ходе процесса высокотемпературного отпуска, тем самым повышая прочность для обеспечения соответствия вязкости стали. Кроме того, микроструктура стали становится более равномерной за счет разрушения высокой плотности дислокаций и незначительных движений границ зерен, тем самым повышая низкий коэффициент удлинения после низкотемпературного закаливания. В пределах диапазона температуры отпуска, определенного в настоящем изобретении, может быть обеспечена хорошая вязкость и гибкость, внутренняя деформация стали может быть эффективно уменьшена, что упрощает процесс и применение стального стержня, например, в производстве высокоэффективных швартовных цепей для морской платформы сорта R6.[0040] A hardened rod of low temperature tough steel having ultra high strength is subjected to tempering heat treatment at a temperature of 500-650°C. This is because during the hardening process, the steel will form a lower bainite and martensite structure having a high defect density, resulting in a high amount of internal deformation and uneven distribution of internal loads. During the high temperature tempering process, Nb, V together with C, N will form carbides. Meanwhile, Cr and Mo will also form fine carbide deposits during the high temperature tempering process, thereby improving the strength to match the toughness of the steel. In addition, the microstructure of the steel becomes more uniform due to the destruction of high dislocation density and small grain boundary movements, thereby improving the low elongation after low-temperature quenching. Within the tempering temperature range defined in the present invention, good toughness and flexibility can be ensured, internal deformation of the steel can be effectively reduced, which simplifies the process and application of the steel rod, for example, in the production of high-performance mooring chains for an R6 grade offshore platform.
[0041] Кроме того, в способе производства, согласно настоящему изобретению, температура нагревания на этапе нагревания составляет 1050-1250°C.[0041] In addition, in the production method according to the present invention, the heating temperature in the heating step is 1050-1250°C.
[0042] В техническом решении, указанном выше, температуру нагревания устанавливают в диапазоне 1050-1250°C. Это обусловлено тем, что в ходе процесса нагревания карбонитриды Nb, V и Ti, карбидны Cr и Mo будут полностью или частично растворяться в аустените. На последующем этапе прокатки или штамповки и закаливания, Nb, V, и Ti будут образовывать мелкие карбонитриды, которые крепятся к границе зерна аустенита и улучшают прокатанную структуру стали. Кроме того, Cr и Mo, растворенные в аустените, могут улучшить отверждаемость стали. Cr и Mo, растворенные в аустените, могут улучшить отверждаемость мартенсита в ходе закаливания.[0042] In the technical solution mentioned above, the heating temperature is set in the range of 1050-1250°C. This is due to the fact that during the heating process Nb, V and Ti carbonitrides, Cr and Mo carbides will completely or partially dissolve in austenite. In the subsequent step of rolling or stamping and quenching, Nb, V, and Ti will form fine carbonitrides, which attach to the austenite grain boundary and improve the rolled structure of the steel. In addition, Cr and Mo dissolved in austenite can improve the hardenability of the steel. Cr and Mo dissolved in austenite can improve the hardenability of martensite during quenching.
[0043] Кроме того, в способе производства, согласно настоящему изобретению, конечная температура прокатки или конечная температура штамповки составляет 800°C или выше, но не выше, чем 1200°C.[0043] In addition, in the production method according to the present invention, the rolling end temperature or the stamping end temperature is 800°C or higher, but not higher than 1200°C.
[0044] В техническом решении, представленном выше, при условии, что температура конечной прокатки или температура конечной штамповки составляет ≥800°C, в стали будет происходить рекристаллизация и индуцированное деформацией осаждение, тем самым образуя многофазную матричную структуру улучшенного бейнита и мартенсита, в которой осаждены мелкие карбонитриды, что, таким образом, дополнительно улучшает рабочие характеристики стали. Если температура выше 1200°C, то это приведет к сильному оксидному слою на поверхности стали. Внедрение оксидного слоя в ходе этапа штамповки окажет влияние на качество поверхности.[0044] In the technical solution presented above, under the condition that the final rolling temperature or the final forging temperature is ≥800°C, recrystallization and strain-induced precipitation will occur in the steel, thereby forming a multi-phase matrix structure of improved bainite and martensite, in which fine carbonitrides are precipitated, thus further improving the performance of the steel. If the temperature is above 1200°C, it will lead to a strong oxide layer on the surface of the steel. The introduction of an oxide layer during the stamping step will affect the surface quality.
[0045] По сравнению с уровнем техники, низкотемпературная вязкая сталь, обладающая сверхвысокой прочностью, стержень из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, и способ ее производства, согласно настоящему изобретению, обладают следующими преимуществами и полезными эффектами:[0045] Compared with the prior art, the ultra high strength low temperature tough steel, the ultra high strength low temperature tough steel rod, and the production method thereof according to the present invention have the following advantages and beneficial effects:
[0046] В системе химического состава, используемой в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, полностью используется воздействие различных легирующих элементов на фазовое преобразование и микроструктуру для обеспечения прочности, ударного сопротивления при низкой температуре и коэффициент удлинения стали для того, чтобы получить высокопрочную сталь с прочностью на растяжение, составляющей 1150 МПа, а также сбалансированной сверхвысокой вязкостью и хорошей гибкостью.[0046] The chemistry system used in the low-temperature ductile steel having ultra-high strength according to the present invention makes full use of the effect of various alloying elements on phase transformation and microstructure to provide strength, low temperature impact resistance and elongation of the steel in order to obtain high-strength steel with a tensile strength of 1150 MPa, as well as a balanced ultra-high toughness and good flexibility.
[0047] Кроме того, низкотемпературная вязкая сталь, обладающая сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, обладает прочностью на растяжение, составляющей 1150 МПа. Применение процесса отпуска после этапа закаливания для прокатанного или отштампованного стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, может помочь образовать матричную структуру отпущенного мартенсита и отпущенного бейнита, на которой осаждены мелкие карбиды, что устраняет внутреннее напряжение стали и обеспечивает хорошую равномерность структуры.[0047] In addition, the ultra high strength low temperature tough steel of the present invention has a tensile strength of 1150 MPa. Applying a tempering process after a hardening step to a rolled or stamped bar of ultra-high strength low temperature tough steel can help form a tempered martensite and tempered bainite matrix structure on which fine carbides are deposited, which eliminates the internal stress of the steel and ensures good structural uniformity.
[0048] Кроме того, приемлемое исполнение и широкий диапазон процесса для композиции и способа производства низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, обеспечит достижение массового коммерческого производства стержней или стальных пластин.[0048] In addition, an acceptable performance and a wide range of process for the composition and method of producing low-temperature tough steel having ultra-high strength, will achieve mass commercial production of rods or steel plates.
Краткое описание чертежейBrief description of the drawings
[0049] На Фиг. 1 показана металлографическая структура стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно Примеру 4, через оптический микроскоп.[0049] In FIG. 1 shows the metallographic structure of the ultra high strength low temperature ductile steel rod according to Example 4 through an optical microscope.
[0050] На Фиг. 2 показана металлографическая структура стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно Примеру 4, через сканирующий электронный микроскоп.[0050] In FIG. 2 shows the metallographic structure of the ultra high strength low temperature ductile steel rod according to Example 4 through a scanning electron microscope.
Подробное описаниеDetailed description
[0051] Далее ниже будут описаны варианты реализации настоящего изобретения в сочетании с чертежами и примерами. Однако разъяснение и описание не предназначены для неправомерного ограничения технических решений в настоящем изобретении.[0051] Further below, embodiments of the present invention will be described in conjunction with drawings and examples. However, the explanation and description are not intended to unduly limit the technical solutions in the present invention.
[0052] Примеры 1-6[0052] Examples 1-6
[0053] Низкотемпературные вязкие стержни, обладающие сверхвысокой прочностью, согласно Примерам 1-6, получают с помощью следующих этапов:[0053] Low temperature viscous rods having ultra high strength, according to Examples 1-6, are obtained using the following steps:
[0054] плавление и литье на основе химических составов, перечисленных в Таблице 1, причем на этапе плавления возможно использование конвертерное производство стали или круговое производство стали, а литье выполняют в заготовку непрерывного литья;[0054] melting and casting based on the chemical compositions listed in Table 1, and in the melting step, converter steelmaking or circular steelmaking can be used, and casting is performed into a continuous casting billet;
[0055] нагревание литьевой заготовки до 1050~1250°C и поддержание температуры в течение ≥1,5 ч;[0055] heating the injection mold to 1050~1250°C and maintaining the temperature for ≥1.5 hours;
[0056] штамповка или прокатка на основе параметров, показанных в Таблице 2;[0056] stamping or rolling based on the parameters shown in Table 2;
[0057] закаливание: температура аустенизации на этапе закаливания составляет 840-1050°C, с последующим закаливанием в воде после аустенизации;[0057] quenching: the austenitization temperature in the quenching step is 840-1050°C, followed by water quenching after austenitization;
[0058] отпуск: температура отпуска составляет 500-650°C, с последующим воздушным охлаждением или водяным охлаждением после отпуска.[0058] tempering: tempering temperature is 500-650°C, followed by air cooling or water cooling after tempering.
[0059] Следует отметить, что воздушное охлаждение или медленное охлаждение может быть проведено после штамповки или прокатки.[0059] It should be noted that air cooling or slow cooling may be carried out after stamping or rolling.
[0060] В Таблице 1 перечислены проценты по массе каждого химического элемента в низкотемпературных вязких стержнях, обладающих сверхвысокой прочностью, согласно Примерам 1-6.[0060] Table 1 lists the weight percentages of each chemical element in the ultra high strength low temperature ductile rods of Examples 1-6.
Таблица 1. (вес. %, а также баланс Fe и других неизбежных примесей за исключением P, S, H, N и O)Table 1. (wt.%, as well as the balance of Fe and other unavoidable impurities, excluding P, S, H, N and O)
[0061] В Таблице 2 перечислены специфические рабочие параметры низкотемпературных вязких стержней, обладающих сверхвысокой прочностью, согласно Примерам 1-6.[0061] Table 2 lists the specific operating parameters of the ultra-high strength low temperature ductile rods according to Examples 1-6.
[0062] Специалист в данной области техники может определить длительность удержания, длительность нагревания и длительность отпуска исходя из таких признаков, как диаметр стального стержня или т. п., для обеспечения равномерного нагревания стального стержня, чтобы сердцевинная часть могла достигнуть той же температуры, что и поверхность стального стержня.[0062] A person skilled in the art can determine the holding time, the heating time, and the tempering time based on features such as the diameter of the steel rod or the like to ensure uniform heating of the steel rod so that the core portion can reach the same temperature as and the surface of the steel bar.
Таблица 2.Table 2.
[0063] Низкотемпературные вязкие стержни, обладающие сверхвысокой прочностью, согласно Примерам 1-6, затем подвергают испытанию на рабочие характеристики. Результаты испытания круглой стали, имеющей разные диаметры, перечислены в Таблице 3 ниже.[0063] The ultra-high strength low temperature ductile rods of Examples 1-6 were then subjected to a performance test. The test results of round steel having different diameters are listed in Table 3 below.
Таблица 3.Table 3
(МПа)Tensile strength
(MPa)
Примечание: В трех столбцах с продольной ударной вязкостью при -20°C представлены результаты испытания трех параллельных образцов, соответственно.Note: The three columns with longitudinal impact strength at -20°C represent the test results of three parallel specimens, respectively.
[0064] В соответствии с Таблицей 3, Примеры, согласно настоящему изобретению, сталь обладает пределом текучести ≥950 МПа, прочностью на растяжение ≥1150 МПа, ударной вязкостью по Шарпи ниже -20°C в виде поглощающей способности ≥75 Дж, коэффициентом удлинения ≥15%, процентным уменьшением площади после разлома ≥55%. Таким образом, можно сделать вывод, что низкотемпературные вязкие стержни, обладающие сверхвысокой прочностью, имеют хорошую прочность, вязкость при низкой температуре и гибкость.[0064] In accordance with Table 3, Examples according to the present invention, the steel has a yield strength ≥950 MPa, tensile strength ≥1150 MPa, Charpy impact strength below -20°C in the form of absorption capacity ≥75 J, elongation ≥ 15%, percentage reduction in area after fracture ≥55%. Thus, it can be concluded that the ultra-high strength low temperature ductile rods have good strength, low temperature toughness and flexibility.
[0065] На Фиг. 1 показана металлографическая структура стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно Примеру 4, через оптический микроскоп. На Фиг. 2 показана металлографическая структура стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно Примеру 4, через сканирующий электронный микроскоп.[0065] In FIG. 1 shows the metallographic structure of the ultra high strength low temperature ductile steel rod according to Example 4 through an optical microscope. On FIG. 2 shows the metallographic structure of the ultra high strength low temperature ductile steel rod according to Example 4 through a scanning electron microscope.
[0066] Комбинируя Фиг. 1 и Фиг. 2, можно увидеть, что микроструктура стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно Примеру 4, представляет собой отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит.[0066] Combining FIG. 1 and FIG. 2, it can be seen that the microstructure of the ultra high strength low temperature tough steel rod according to Example 4 is tempered martensite and tempered bainite.
[0067] Резюмируя, в системе химического состава, используемой в низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, полностью используется воздействие различных легирующих элементов на фазовое преобразование и микроструктуру для обеспечения прочности, ударного сопротивления при низкой температуре и коэффициент удлинения стали для того, чтобы получить высокопрочную сталь с прочностью на растяжение, составляющей 1150 МПа, а также сбалансированной сверхвысокой вязкостью и хорошей гибкостью.[0067] Summarizing, the chemical composition system used in the low-temperature tough steel having ultra-high strength according to the present invention makes full use of the effect of various alloying elements on phase transformation and microstructure to provide strength, low temperature impact resistance, and steel elongation to to obtain a high-strength steel with a tensile strength of 1150 MPa, as well as a balance of ultra-high toughness and good flexibility.
[0068] Кроме того, низкотемпературная вязкая сталь, обладающая сверхвысокой прочностью, согласно настоящему изобретению, обладает прочностью на растяжение, составляющей 1150 МПа. Применение процесса отпуска после этапа закаливания для прокатанного или отштампованного стержня из низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, может помочь образовать матричную структуру отпущенного мартенсита и отпущенного бейнита, на которой осаждены мелкие карбиды, что устраняет внутреннее напряжение стали и обеспечивает хорошую равномерность структуры.[0068] In addition, the ultra high strength low temperature tough steel of the present invention has a tensile strength of 1150 MPa. Applying a tempering process after a hardening step to a rolled or stamped bar of ultra-high strength low temperature tough steel can help form a tempered martensite and tempered bainite matrix structure on which fine carbides are deposited, which eliminates the internal stress of the steel and ensures good structural uniformity.
[0069] Кроме того, приемлемое исполнение и широкий диапазон процесса для композиции и способа производства низкотемпературной вязкой стали, обладающей сверхвысокой прочностью, обеспечит достижение массового коммерческого производства стержней или стальных пластин.[0069] In addition, an acceptable performance and a wide process range for the composition and method for producing low-temperature tough steel having ultra-high strength will achieve mass commercial production of rods or steel plates.
[0070] Следует отметить, что часть уровня техники в объеме защиты настоящего изобретения не ограничивается вариантами реализации, представленными в настоящем документе. Весь уровень техники, который не противоречит решениям в настоящем изобретении, в том числе, но без ограничения, предыдущие патентные документы, предыдущие публикации, предыдущие заявки и т. д., может быть включен в объем защиты настоящего изобретения.[0070] It should be noted that part of the prior art within the protection scope of the present invention is not limited to the embodiments presented herein. All prior art that does not conflict with the solutions in the present invention, including, but not limited to, prior patent documents, prior publications, prior applications, etc., may be included within the protection scope of the present invention.
[0071] Кроме того, комбинация технических признаков в настоящем изобретении не ограничивается комбинацией, описанной в формуле изобретения, или комбинацией, описанной в конкретных примерах. Все технические признаки, описанные в настоящем документе, могут быть свободно скомбинированы любым образом при условии, что они не противоречат друг другу.[0071] In addition, the combination of technical features in the present invention is not limited to the combination described in the claims or the combination described in specific examples. All technical features described in this document can be freely combined in any way, provided that they do not contradict each other.
[0072] Следует также отметить, что перечисленные выше варианты реализации представляют собой лишь специфические примеры настоящего изобретения. Очевидно, что настоящее изобретении не должно неправомерно ограничиваться такими специфическими вариантами реализации. Предполагается, что изменения или модификации, которые могут быть прямым или непрямым образом получены специалистом в данной области техники из настоящего раскрытия, входят в объем защиты настоящего изобретения.[0072] It should also be noted that the above embodiments are only specific examples of the present invention. Obviously, the present invention should not be unduly limited to such specific embodiments. It is intended that changes or modifications that may be directly or indirectly obtained by a person skilled in the art from the present disclosure fall within the protection scope of the present invention.
Claims (9)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201910451727.4 | 2019-05-28 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2791207C1 true RU2791207C1 (en) | 2023-03-06 |
Family
ID=
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113439A (en) * | 2001-10-05 | 2003-04-18 | Nippon Steel Corp | High tension steel with excellent toughness in welded zone subjected to multiple heat cycle and manufacturing method therefor |
| RU2321668C2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-04-10 | Эндюстель Крезо | Blank of construction steel suitable for welding and method for making it |
| WO2018033960A1 (en) * | 2016-08-16 | 2018-02-22 | 新日鐵住金株式会社 | Hot press-formed member |
| WO2019092576A1 (en) * | 2017-11-10 | 2019-05-16 | Arcelormittal | Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113439A (en) * | 2001-10-05 | 2003-04-18 | Nippon Steel Corp | High tension steel with excellent toughness in welded zone subjected to multiple heat cycle and manufacturing method therefor |
| RU2321668C2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-04-10 | Эндюстель Крезо | Blank of construction steel suitable for welding and method for making it |
| WO2018033960A1 (en) * | 2016-08-16 | 2018-02-22 | 新日鐵住金株式会社 | Hot press-formed member |
| WO2019092576A1 (en) * | 2017-11-10 | 2019-05-16 | Arcelormittal | Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7441858B2 (en) | Steel, steel bars and their manufacturing methods | |
| CN109161791B (en) | 690 MPa-grade ship and ocean engineering steel with excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof | |
| JP5910168B2 (en) | TRIP type duplex martensitic steel, method for producing the same, and ultra high strength steel processed product using the TRIP type duplex martensitic steel | |
| JP5281413B2 (en) | High strength bolt excellent in delayed fracture resistance and method for manufacturing the same | |
| JP4423254B2 (en) | High strength spring steel wire with excellent coiling and hydrogen embrittlement resistance | |
| KR101094310B1 (en) | Weldable ultra-high strength steel with excellent low-temperature toughness, and manufacturing method thereof | |
| KR101657828B1 (en) | Steel plate for pressure vessel having excellent strength and toughness after post weld heat treatment and method for manufacturing the same | |
| CN109136737A (en) | A kind of tensile strength 1100MPa grades of ultra-high strength and toughness steel and its manufacturing method | |
| KR102021216B1 (en) | Wire rods for bolts with excellent delayed fracture resistance after pickling and quenching tempering, and bolts | |
| KR20080017365A (en) | High-strength steel excellent in delayed fracture resistance characteristics and metal bolts | |
| KR20220128660A (en) | Steel with controlled yield ratio and manufacturing method therefor | |
| US4946516A (en) | Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking | |
| KR20150002848A (en) | Steel wire for high-strength spring having exceptional coiling performance and hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing same | |
| KR20160102526A (en) | Rolled steel material for high-strength spring and wire for high-strength spring using same | |
| US8652273B2 (en) | High tensile steel for deep drawing and manufacturing method thereof and high-pressure container produced thereof | |
| KR20180019740A (en) | volt | |
| CN111225987B (en) | Thick steel sheet having excellent low-temperature strain aging impact characteristics and method for producing same | |
| KR101677350B1 (en) | Multiple heat treatment steel having excellent low temperature toughness for energyand manufacturing method thereof | |
| RU2791207C1 (en) | Steel, steel rod and its manufacturing method | |
| KR101867709B1 (en) | Wire rod and steel wire for spring having excellent corrosion fatigue resistance and method for manufacturing the same | |
| RU2136776C1 (en) | High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility | |
| RU2806255C1 (en) | Steel with controlled ratio of yield strength to tensile strength and method of its manufacture | |
| KR102275814B1 (en) | Ultra thick steel plate and manufacturing method for offshore structure having ultra-high strength and high toughness | |
| KR100516518B1 (en) | Steel having superior cold formability and delayed fracture resistance, and method for manufacturing working product made of it | |
| RU2801655C1 (en) | Steel for chains of mining equipment and method for its manufacture |