SE535302C2 - Stålplåt med sträckgräns på 800 MPa samt tillverkning av densamma - Google Patents

Stålplåt med sträckgräns på 800 MPa samt tillverkning av densamma Download PDF

Info

Publication number
SE535302C2
SE535302C2 SE0900863A SE0900863A SE535302C2 SE 535302 C2 SE535302 C2 SE 535302C2 SE 0900863 A SE0900863 A SE 0900863A SE 0900863 A SE0900863 A SE 0900863A SE 535302 C2 SE535302 C2 SE 535302C2
Authority
SE
Sweden
Prior art keywords
steel plate
rolling
yield strength
steel
low welding
Prior art date
Application number
SE0900863A
Other languages
English (en)
Other versions
SE0900863L (sv
Inventor
Liandeng Yao
Xiaoting Zhao
Sixin Zhao
Original Assignee
Baoshan Iron & Steel
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 Baoshan Iron & Steel filed Critical Baoshan Iron & Steel
Publication of SE0900863L publication Critical patent/SE0900863L/sv
Publication of SE535302C2 publication Critical patent/SE535302C2/sv

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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 of ferrous metals or ferrous alloys 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
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

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

Abstract

Den föreliggande uppfinningen avser en stålplåt med lågkänslighet för svetssprickor och en sträckgräns på 800MPa, samt en tillverkningsmetod för densamma. Stålplåtenmed låg känslighet för svetssprickor omfattar följandekemiska ämnen (wt.%: viktsprocent): C:0,03-0,08 wt.%,Si;0,05-0,70 wt.%, Mn:l,30-2,20 w.t%, Mo;0,l0-0,30 wt%Nb:0,03-0,10 wt.%, V:0,03-0,45 wt.%, Ti:0,002-0,040 wt.% 3Al:0,02-0,04 wt,%, B:0,00l0-0,002O wt.%, där motviktenbestår av Fe och oundvikliga föroreningar och indexvärdetför känsligheten för svetssprickor motsvarar följandeformel: Pcm S 0,20 %. De termomekaniskt kontrolleradevalsnings- och kylningsprocesserna används för att uppnåen ultrafin bainit vävmatris-struktur som. ökar styrkan,plasticiteten och segheten hos stålplåten. Stålplåten medlåg känslighet för sprickor i den föreliggandeuppfinningen har en sträckgräns s högre än 800 MPa, enbrottgräns högre än 900 MPa, Charpy slagenergin Akv (- 20°C) på inte mindre än 150 J och utmärkt svetsprestanda.

Description

535 302 ligger i att förvärmning inte krävs innan svetsning, eller att endast en låg förvärmning behövs, utan att sprickor uppstår, vilket huvudsakligen löser problemen vid svetsning av stora stålstrukturer.
Metoden för att reducera Pcm är att reducera additionsmängden kol eller legeringsämnen till höghàllfasthetsstàl som produceras genom härdning och härdningsprocesser genom reducering av additionsmängden kol eller legeringsämnen, kommer dock oundvikligen att leda till att stålets hållfasthet minskar. Användningen av termomekaniskt kontrollerade valsnings- och kylningsprocesser (TMCP) kan få bukt med denna defekt.
Dessutom kan, jämfört med den termiska raffineringsprocessen, termomekaniskt kontrollerade valsnings- och kylningsprocesser (TMCP), raffinera kristallkornen vilket förbättrar stålets làgtemperaturseghet.
För närvarande är legeringsämnena hos stål med låg känslighet för svetssprickor som produceras med TMCP teknik vanligtvis Mn-Ni-Nb-Mo-Ti och Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb- Ti-Al-B system. Till exempel är de kemiska ämnena hos ett låglegerat, höghållfast stål producerat med hjälp av en TMCP-process uppenbarade i den internationella publikationen WO99/05335 följande: (wt.%, viktsprocent): C:0,05-0,10 wt.%, Mn: 1,7 - 2,1 wt.%, Ni: 0,2-1,0 wt.%, Mo: 0,25 - 0,6 wt %, Nb: 0,01-0,10 wt.%, Ti: 0,005-0,03 wt.%, PS0,015 wt.%, SS0,003 wt.%. Till exempel är de kemiska komponenterna hos ett kol-bainit-stål som beskrivs i CNl52l285 följande:(wt.% viktsprocent): C: 0,01-0,05 wt.%, Si:0,05-0,5 wt.%, Mn:l,0 - 2,2 wt.%, Ni:0,0-1,0 wt.%, Mo:0,0-0,5 wt.%, Cr:0,0-0,7 wt.%, Cu:0,0-1,8 wt.%, Nb:0,0l5-0,070 wt.%, Ti:0,005-0,03 wt.%, B:0,0005-0,005 wt.%, Al:0,015-0,07 wt.%. 535 302 Legeringsämnena hos de ovan beskrivna stålen är utförda som Mn-Ni-Nb-Mo-Ti respektive Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B system. Eftersom Mo och Ni båda är ädelmetaller är produktionskostnaderna för denna typ av stålplåt relativt höga, med avseende på typen och den totala additionsmängden tillförda legeringsämnen. Dessutom används för båda typerna värmehärdning, vilket ökar produktionskostnaderna för stålplåten och dess Pcm-värden är relativt höga, vilket har en motsatt inverkan pà svetsegenskaperna.
För att lösa de problem som nämns ovan, används i den föreliggande uppfinningen ett stål med ett Si-Mn-Nb-Mo-V- Ti-Al-B system, och uppfinnarna har konstruerat en superfin bainit-vävd stålplåt med låg känslighet för svetssprickor och en sträckgräns på 800 MPa, genom användning av förstärkningseffekten hos V och termomekaniskt kontrollerade valsnings- och kylningsprocesser utan termisk raffinering, vilket ger den producerade stålplåten utmärkt lågtemperaturseghet och svetsbarhet.
UPPFINNINGENS ÄNDAMÅL Den föreliggande uppfinningens uppgift är att tillhandahålla en stål plåt med låg känslighet för svetssprickor och en sträckgräns på 800 MPa.
En annan av uppfinningens uppgifter är att tillhandahålla en tillverkningsmetod för stålplåt med låg känslighet för svetssprickor.
Den första aspekten. av den föreliggande uppfinningen är att tillhandahålla en stålplåt med låg känslighet för svetssprickor och en sträckgräns på 800 MPa, vilken omfattar följande kemiska komponenter (wt.%: viktsprocent): C: 0,03-0,08 wt.%, Si: 0,05-0,70 wt.%, Mn: 535 302 1,30-2,20 wt.%, Mo :0,l0.0,30 wt.%, Nh: 0,03-0,10 wt.%, V.0,03-0,45 wt.%, Ti:0,002-0,040 wt.%, Al:0,02-0,04 wt.%, B:0,0010-0,0020 wt.%, där motvikten består av Fe och oundvikliga föroreningar och indexvärdet för känsligheten för svetssprickor motsvarar följande formel: Pcm S 0,20 %.
Stålplåten med låg känslighet för svetssprickor har en superfin bainit-vävstruktur.
Indexvärdet Pcm för känsligheten för svetssprickor hos stålplâten med låg känslighet för svetssprickor kan bestämmas med hjälp av följande formel: PCm(%) = C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+MO/l5+V/l0H+5B.
Indexvärdet för känsligheten för svetssprickor Pcm är ett indexvärde som återspeglar förekomsten av kallsvetssprickor. Desto lägre Pcm värde, desto bättre är svetsbarheten, och desto högre Pcm värdet är, desto sämre är svetsbarheten. God svetsbarhet avser ett stål som svårligen genererar svetssprickor vid svetsning, medan dålig svetsbarhet avser ett stål som enkelt skapar sprickor. För att förebygga sprickning krävs förvärmning och ju bättre svetsbarheten är, desto lägre förvärmningstemperatur krävs och tvärt om krävs en högre förvärmningstemperatur vid sämre svetsbarhet. Enligt bestämmelserna i den kinesiska jarnmetallurgi- industristandard YB/T 4137-2005, bör Pcm värdet för stål av märket Q80OCF vara lägre än 0,28 %. Pcm värdet hos stålplàten med låg känslighet för svetssprickor enligt denna uppfinning är lägre än 0,20 %, vilket är i överensstämmelse med bestämmelserna i den ovan nämnda standarden och har en utmärkt svetsbarhet.
De kemiska komponenterna hos stålplåten med låg känslighet för svetssprickor och en sträckgräns pà 800 MPa beskrivs detaljerat nedan. 535 302 C; Förstoring av en austenitisk area C i en övermättad ferritstruktur som skapas i härdningsprocessen kan öka stålets styrka. C har dock en motsatt effekt på svets- prestandan. Ju högre andelen C är, desto sämre är svets- prestandan. Vad beträffar bainit-stål som produceras med en TMCP process, gäller att ju lägre andel C, desto bättre är dess seghet, och en låg andel C kan ge en tjockare stàlplàt med högre seghet och en superfin bainit matrisstruktur som innefattar en hög densitet av tomma platser i atomgittret kan uppnås. Därför kontrolleras andelen C i. den föreliggande uppfinningen till 0,03 till 0,08 wt%.
Si: Formerar inte karbid i stålet, men existerar i bainiten, ferriten eller austeniten i form av en fast lösning, vilken kan öka styrkan hos bainiten, ferriten eller austeniten i stålet, och den förstärkande lösningseffekten hos Si är starkare än den hos Mn, Nb, Cr, W, Mo och V. Si kan även reducera diffusionshastigheten hos kol i austeniten och placerar den ferrita och perlita C-kurvan lägre till höger i CCT kurvan, så att skapandet av bainit-strukturer förenklas i den kontinuerliga kylningsprocessen. I uppfinningens stål adderas inte mer än 0,70 wt % Si, vilket är fördelaktigt för att förbättra den passande relationen mellan styrka och seghet hos stålet.
Mo: Ett ferriterande element som minskar den austenitiska arean. Mo, fast upplöst i austenit och ferrit, kan öka stålets styrka, förbättra härdbarheten hos stålet och förhindra seghärdad sprödhet. Eftersom den föreliggande uppfinningen inte kräver behandling genom termisk raffinering adderas inte mer än 0,30 wt % av Mo, vilket är ett mycket dyrt ämne, för att pà så sätt reducera kostnaderna. 535 302 _ 6 _ Nb: I den föreliggande uppfinningen adderas en relativt stor mängd Nb för att uppnå två ändamål, där det ena är att raffinera kristallkorn och öka stålplåtens tjocklek, och det andra ändamålet är att öka icke- kristalliseringstemperaturen. hos stålet och förenkla användningen av en relativt hög slutvalsningstemperatur i valsningsprocessen, vilket accelererar valsningshastigheten och ökar produktionseffektiviteten.
Dessutom, eftersom Nb förstärker kornraffineringseffekten, kan en tjockare stålplåt produceras. I den föreliggande uppfinningen adderas 0,03-0,10 wt.% Nb för att ta hänsyn till den stärkande lösningseffekten och den finkorniga förstärkningseffekten hos Nb.
V: Ett ferritiskt formationsämne som påtagligt minskar den austenitiska arean. V upplöst i en austenit vid hög temperatur kan förbättra stålets härdbarhet. Karbiden hos V, t.ex. V4C3 stålet är relativt stabilt och kan förhindra rörelser hos korngränsen och tillväxten av kristallkornen.
V kan raffinera en gjutstruktur hos svetsmetall, reducera känsligheten för överhettning hos det svetspåverkade grundmaterialet och förhindra en häftig korntillväxt och kornförstoring nära smältlinjen i det svetspåverkade grundmaterialet, vilket är fördelaktigt för svets- prestandan. I den föreliggande uppfinningen adderas, 0,03- O,45 wt.% V för att avsevärt förbättra styrkan hos stålet, både V och Cu kan spela en roll när det gäller utskiljningsförstärkning i stålet, men jämfört med Cu adderas dock endast en ytterst liten mängd V för att uppnå samma effekt gällande utskiljningsförstärkningen.
Dessutom, eftersom Cu tenderar att medföra korngränssprickor i stålet, måste Ni, vilket också det är ett mycket dyrt legeringsämne, adderas med en mängd som uppgår till åtminstone hälften av mängden, Cu, för att undvika dessa sprickor. Att ersätta Cu med V kan därför avsevärt minska stålets tillverkningskostnader. 535 302 Ti: Ett ferritiskt formationsämne som påtagligt minskar den austenitiska arean. Karbiden hos Ti, t.ex. TiC, är relativt stabilt och kan förhindra tillväxten av kristallkorn. Ti, fast upplöst i austenit är fördelaktigt för att förbättra härdbarheten hos stålet. Ti kan reducera den första typen av anlöpningssprödhetspunkten, t.ex. 250- 400°C anlöpningssprödhetspunkt. Eftersom den föreliggande uppfinningen inte kräver en termisk raffinering, kan den adderade mängden Ti reduceras. I den föreliggande uppfinningen adderas, 0,002-0,040 wt % Ti vilket formar fin karbonitrid för utfällning vilket raffinerar bainitväv-strukturen.
Al: Al kan förbättra drivkraften hos fasförändringen från austenit till ferrit och kan reduceras austenitens fascykel på ett intensivt sätt. Al interagerar' med PJ i stålet för att forma fin och diffusiv AlN som fäller ut och kan förhindra tillväxten av kristallkornen sà att målet med raffinering av kristallkorn kan uppnås och förbättrar stålets lågtemperaturseghet. En för hög andel Al kommer att ha en motsatt effekt på stålets härdbarhet och svetsprestanda. I den föreliggande uppfinningen adderas inte mer än 0.04 wt.% AI för att raffinera kristallkorn, förbättra stålets seghet och garantera svets-prestandan.
B: B kan dramatiskt öka härdbarheten. hos stålet. I den föreliggande uppfinningen adderas 0,001-0,002 wt.% B så att man med lätthet kan uppnå en mycket stark bainit- struktur hos stål under bestämda kylförhållanden.
Den andra aspekten av den föreliggande uppfinningen är att tillhandahålla en tillverkningsmetod för stàlplåt med låg känslighet för svetssprickor och en sträckgräns på 800 MPa, vilken omfattar smältning, gjutning, uppvärmning, valsning och kylprocesser, i vilka efter 535 302 valsningsproceduren, stålet utsätts för en kylningsprocedur utan termisk raffinering.
I ett preferensutförande är tjockleken hos den gjutna, jämna gjuttackan eller stålstången inte mindre än 4 gånger tjockleken hos den färdiga stålplåten.
I ett annat preferensutförande är uppvärmnings- temperaturen i upphettningsprocessen 1050 till 1180°C, och liggtiden är 120 till 180 minuter.
I ett annat preferensutförande är valsningen uppdelar i valsningens första steg och valsningens andra steg.
I ett annat preferensutförande, är starttemperaturen för valsning i valsningens första steg 1050 till l150°C, och när det valsade styckets tjocklek uppgår till två eller tre gånger av den färdiga plåtens tjocklek, stannar det valsade stycket på valsbädden tills temperaturen når 800- 860°C.
I ett annat preferensutförande är Pass deformationstalet i det andra valsníngssteget 10-28 %, och den slutliga valsningstemperaturen är 780-840°C.
I ett annat preferensutförande förs stàlplàten i kylningsprocessen in i en accelererad kylanordning och kyls med en takt på 15 till 30°C/s till en temperatur på 350 till 400°C, följt av luftkylning.
I ett annat preferensutförande utförs luftkylningen genom kylning i packad formation eller bänkkylning.
I tillverkningsmetoden för en stålplåt med låg känslighet för svetssprickor och en sträckgräns på 800 MPa, analyseras den tekniska kontrollmekanismen för huvudstegen på följande sätt: 535 302 _ 9 _ 1. Valsningsprocess När tjockleken hos det valsade stycket når en tjocklek som är två till fyra gånger tjockleken hos den färdiga stålplåten, stannar det valsade stycket kvar på rullbanan tills temperaturen når 800 till 860°C. För stål innehållande Nb är temperaturen för icke-rekristallisering omkring 950 till lO50°C, och det valsas först vid en relativt hög temperatur på från 1050 till 1l50°C för att producera en viss densitet av tomma platser i atomgittret i austeniten. Under relaxationsprocessen med sänkning av temperaturen till 800-860°C för att valsa tackan, utsätts det inre hos de austentitiska kristallkornen för en àterställning och en statisk rekristalliseringsprocess så att austenit-kristallkornen raffineras. Under relaxationsprocessen sker individuell utfällning och komplex utfällning av karbonitrid hos Nb, V och Ti. De utfällda karbonitriderna fäster den tomma platsen i atomgittret och subkorngränsernas förflyttning, reserverar en mängd tomma platser i de austentitiska kristallkornen och tillhandahåller en mängd kärbildningsplatser för formering av bainit under kylprocessen. Valsning vid 800~ 860°C ökar densiteten av tomma platser i atomgittret i austeniten och karbonitriden som fälls ut vid den tomma platsen i. atomgittret förhindrar 'vidareförflyttningen av de deformerade kristallkornen. På grund av utfällningseffekten förorsakad av' deformation, kommer en relativt hög Pass-deformation att underlätta formeringen av finare och med diffusiva edukter. Hög densitet av tomma platser i atomgittret och fina och diffusiva edukter ger en hög densitet av kärbildningsplatser för bainit, och fästeffekten hos andrafas-partiklarna till gränssnittet för bainit-tillväxten förhindrar tillväxten och vidareförflyttningen av bainit-väven, vilket är till fördel för både stålets styrka och seghet. 535 302 _10- Den slutliga valsningstemperaturen styrs i lågtemperaturssektionen hos icke-rekristalliserings- området, och samtidigt ligger denna temperatursektion nära transmissionspunkten Ar3, dvs. den slutliga valsningstemperaturen är 780-840°C, och genom att valsningent avslutas inom detta temperaturomráde kan defekterna i austeniten ökas genom ökning av deformationen och förhindrande av återställningen, vilket ger en högre energiackumulering för bainitfasförändringen, utan att det medför för stor belastning på valsen, vilket är lämpligt för att producera tjock plåt. 2. Kylningsprocess Efter att valsningen avslutats förs stàlplàten in i en accelererad kylanordning och kyls ner till 450 till 500°C vid en kylningstakt på 15 till 30°C/S. En hög nedkylningshastighet kan undvika att ferrit och perlit bildas och att stàlplàten direkt går in i CCT-kurvans bainit-övergångsomràde. Drivkraften hos fasförändringen hos bainiten kan beskrivas med ÅG = AGchem + AGQ där AGdæm är en kemisk drivkraft, AGdär en spänningslagrad energi förorsakad av defekter. Eftersom en hög kylningshastighet förorsakar överkylning av austeniten och ökar drivkraften hos en kemisk fasförändring, bör AGdæm granskas i kombination. med den spänningslagrade energin AGd, som förorsakas i valsningsprocessen för att öka drivkraften hos den bainitiska kärnbildningen. På grund av den höga densiteten av tomma platser i atomgittret i kristallkornen ökar de bainitiska kärnbildningsplatserna.
Väl övervägd genom att kombinera de termodynamiska och dynamiska faktorerna kan bainiten bilda en kärna vid en mycket hög hastighet. En hög nedkylningshastighet gör det möjligt att snabbt avsluta den bainitiska omvandlingen och 535 302 _11.. förhindrar att det bainitiska vävmönstret förgrovas. Efter att stålplåten har lämnat den accelererade kylanordningen kyls stålet i en packad utformning vid 450-550°C eller luftkyls i en kall bädd för att göra karbiden hos V i den ferritiska utfällningen mer komplett, sà att tillsatsen av utskiljningsförstärkningen till styrkan förbättras.
Stålet för mekanisk utrustning med hög intensitet och järnkonstruktionsbyggnadsbehov kräver hög styrka och utmärkt seghet. En mängd faktorer påverkar styrkan, vilket kan beskrivas med följande formel: c=cf+cp+cgl+cd där of är finkorning förstärkning; cp är utskiljningsförstärkning, Ga är förstärkning av fast lösning och od är förstärkningen av tomma platser i atomgittret. Termomekanisk. behandling av stålplåten görs vanligtvis med termomekaniskt kontrollerad valsning och kylningsprocess (TMCP), vilket raffinerar mikrostrukturerna eller formar högintensitetsstrukturer som ultrafin bainit genom att deformationstalet och nedkylningstakten kontrolleras, vilket förbättrar stålets sträckgräns. Modifierad TMCP och Relaxation Precipitation Controlling (RPC) teknik skapar ett stabilt nätverk av tomma platser i atomgittret, diffusiva och fina andrafas~ partiklar fäller ut vid den tomma platsen i atomgittret och vid subkorngränsen, bainitväven raffineras genom att kärnbildningen främjas och dess tillväxt förhindras och en kombinerad verkan av förstärkning av tomma platser i atomgittret, utskiljningsförstärkning och finkornsförstärkning uppnås, vilket ökar styrkan och segheten hos stålet.Dess viktigaste mekanism är: Stàlplàten deformeras fullständigt i rekristalliseringsområdet och den deformerade austeniten producerar en hög defektackumulering, så att densiteten av 535 302 _12- tomma plaster i atomgittret ökas avsevärt i austeniten. Återställning och rekristallisering som sker under valsning raffinerar de ursprungliga austenit- kristallgränserna. Efter valsning och deformation, kommer tomma platser i atomgittret i kristallerna att arrangeras om under den kontrollerade kylningsrelaxationen _ Eftersom ett hydrostatiskt tryckfält existerar i de tomma platserna i atomgittret som ligger vid gränserna, kommer atomer som fyller ut mellanrummet, såsom B, att anrika de tomma platserna i atomgittret, korngränser och subkorngränser, minska mobiliteten hos de tomma platserna i atomgittret och slutligen kommer den höga densiteten av tomma platser i atomgittret som förorsakas av deformationen att utvecklas under återställningen för att skapa ett stabilt nätverk av tomma plaster i atomgittret. Under relaxationen, fäller mikrolegeringsämnen som Nb, V, Ti och liknande ut vid korngränsen, subkorngränsen och de tomma plasterna i atomgittret i form av karbonitrid med olika stoikiometriska förhållanden som (Nb,V,Ti)x(C,N)y och liknande. Andrafas-partiklar, som utfällda karbonitrider, fäster de tomma platserna i atomgittret och subkorngränsen inom kristalkornen och stabiliserar substrukturer som dislokationsväggen.
Efter relaxationen ökas densiteten av tomma platser i atomgittret hos austeniten genom den andra fasen av valsningsprocessen. Efter relaxation, när den deformerade austeniten kyls accelererat, kan effekten av austeniten med tomma platser i atomgittret och utfällning skapad av relaxationsprocessen pà' den följande fasöverföringen tolkas som (till skillnad från den omständigheten att ingen relaxation sker efter deformationen och en mängd tomma platser i atomgitter fäller ut i oordning): först är en subkornsgräns som har en bestämd orienteringsdifferens en prefererad position för kärnbildningen, och om en andra fas som har ett inkoherent gränssnitt mot matrisen fäller ut, kommer detta att underlätta den nya fasens 535 302 _ 13 _ kärnbildning och, efter relaxation, kommer en mängd kristallkorn från den nya fasen att bilda en kärna inom de ursprungliga austenitkristallgränserna. För det andra, eftersom en viss mängd tomma plaster i atomgittret kommer att flytta till subkornsgränsen efter relaxation, vilket till en viss omsättning ökar orienteringsdifferensen mellan subkornen. Efter att den vid den mellanliggande temperaturen omvandlade produkten, som bainit, bildar en kärna vid subkornsgränsen hindras den av den främre subkornsgränsen under tillväxten. När den bainitiska ferriten formas, förorenas dess fasändringsgränssnitt av de under den andra fasen utfällda karbonitrid-partiklarna, vilket förhindrar dess tillväxt. TMCP plus RPC processer formar en struktur med en hög densitet av ett nätverk med tomma platser i atomgittret, och materialet från den andra fasens utfällning ger en mängd potentiella kärnbildningsplatser för kärnbildning av bainit ferrit och nedsmutsningseffekten av den andra fasens partiklar på det rörliga gränssnittet och den utvecklade subkornsgränsen förhindrar tillväxten av bainiten.
Av denna anledning kan tillverkningsprocessen hos den föreliggande uppfinningen spela en kombinerad roll genom att främja kärnbildningen hos bainiten och förhindra tillväxten av bainit, vilket förädlar den slutliga produkten.
FIGURBESKRIVNING FIG. la är en svepelektronmikroskopisk (SEM) mikrobild som visar stàlplåtens mikrostruktur med en låg känslighet för svetssprickor för det aktuella exemplet 5.
FIG. lb är en elektrontransmissionsmikroskopisk (TEM) mikrobild som visar stålplåtens mikrostruktur med en låg känslighet för svetssprickor för det aktuella exemplet 5.
DEN BÄSTA UTFORMNINGEN AV DEN FÖRELIGGANDE UPPFINNINGEN 535 302 _14_ Uppfinningen illustreras dessutonx med hjälp av följande exempel i kombination med figurerna. Dessa exempel är endast avsedda för att illustrera den bästa utformningen av uppfinningen och är inte avsedda att begränsa uppfinningens omfattning.
Exempel l De kemiska ämnen som visas i Tabell 1 smältes i en elektrisk ugn eller omformare och gjuts till en jämn gjuten tacka eller stàlstàng, vilken sedan hettades upp till ll0O°C under 120 minuter och utsattes för det första steget av valsningen i ett mellanliggande tjockvalsverk där den inledande valsningstemperaturen i det första valsningssteget var lO50°C, och när tjockleken hos det valsade stycket var 60 mm, stannade detta i rullbanan tills temperaturen nådde 850°C. Därefter utfördes det andra valsningssteget, i vilket Pass deformationstalet i det andra valsningssteget var 15-28%, den slutliga valsningstemperaturen var 830°C, och tjockleken hos den färdiga stålplåten var 20 mm. Efter att valsningen slutförts levererades stàlplàten till en accelererad kylanordning (ACC) och kyldes till 500°C med en a nedkylningstakt på 30°C/s, åtföljt av kylning i packad utformning eller i kall bädd.
Exempel 2 Detta exempel genomfördes som Exempel 1, förutom att upphettningen utfördes vid lO50°C under 240 minuter, där den inledande valsningstemperaturen i det första valsningssteget var l040°C, och tjockleken hos det valsade stycket var 90 mm, den inledande valsningstemperaturen i det andra valsningssteget var 840°C, Pass deformationstalet var 15-20%, den slutliga valsningstemperaturen var 8l0°C, och tjockleken hos den 535 302 _15- färdiga stàlplåten var 30 mm, och stàlplåtens nedkylningstakt var 25°C/s och den slutliga temperaturen var 490°C.
Exempel 3 Detta exempel genomfördes som Exempel 1, förutom att upphettningen utfördes vid 1150°C under 150 minuter, där den inledande valsningstemperaturen i det första valsningssteget var 1080°C och tjockleken hos det valsade stycket var 120 mm, den inledande valsningstemperaturen i det andra valsningssteget var 830°C, Pass deformationstalet var 10-15%, den slutliga valsningstemperaturen var 820°C, och tjockleken hos den färdiga stàlplàten var 40 mm, och stàlplåtens nedkylningstakt var 20°C/s och den slutliga temperaturen var 530°C.
Exempel 4 Detta exempel genomfördes som Exempel l, förutom att upphettningen utfördes vid ll20°C under 180 minuter, där den inledande valsningstemperaturen i det första valsningssteget var 1070°C, och tjockleken hos det valsade stycket var 150 mm, den inledande valsningstemperaturen i det andra valsningssteget var 830°C, Pass deformationstalet var 10-20%, den slutliga valsningstemperaturen var 800°C, och tjockleken hos den färdiga stålplåten var 50 mm, och stàlplåtens nedkylningstakt var 15°C/s och den slutliga temperaturen var 515°C.
Exempel 5 Detta exempel genomfördes som Exempel 1, förutom att upphettningen utfördes vid l130°C under 180 minuter, där den inledande valsningstemperaturen i det första 535 302 _16.. valsningssteget var lO80°C, och tjockleken hos det valsade stycket var 150 mm, den inledande valsningstemperaturen i det andra valsningssteget var B40°C, Pass deformationstalet var 10-15%, den slutliga valsningstemperaturen var 810°C, och tjockleken hos den färdiga stålplàten var 60 mm, och stålplåtens nedkylningstakt var 15°C/s och den slutliga temperaturen var 480°C.
Exempel 6 Detta exempel genomfördes som Exempel 1, förutom att upphettningen utfördes vid 1l20°C under 180 minuter, där den inledande valsningstemperaturen i det första valsningssteget var l050°C, och tjockleken hos det valsade stycket var 120 mm, den inledande valsningstemperaturen i det andra valsningssteget var 820°C, Pass deformationstalet var 15-25%, den slutliga valsningstemperaturen, var 780°C, och tjockleken hos den färdiga stàlplåten var 40 mm, och stålplåtens nedkylningstakt var 20°C/s och den slutliga temperaturen var 540°C.
Tabell 1. De kemiska ämnena (wt.% viktsprocent) och Pcm (%) hos stålplåten med låg känslighet för svetssprickor i Exemplen 1-6 av den föreliggande uppfinningen Exempel C Si Mn Nb wt.% V A1 Ti Mo B wtÅ Fe och Pcm i; wt.% wt.% wt.% wt.% wt.% oundvikliga orenheter wt.% 1 0,04 0,35 1,80 0,070 0,055 0.02 0,015 0,30 0,00lB balans 0,176 2 0,03 0,60 1,50 0,045 0,45 0,03 0,02 0,22 0,001 balans 0,189 3 0,04 0,40 2,2 0,035 0,10 0,04 0,12 0,10 0,0011 balans 0,186 4 0,05 0,55 1,50 0,040 0,15 0,03 0,01 0,25 0,0015 balans 0,183 5 0,06 0,05 1,45 0,065 0,30 0,03 0,02 0,20 0,0010 balans 0,183 535 302 _17... 6 0,06 0,15 1,30 0,047 0,03 0,02 0,03 0,25 0,0020 balans 0,180 Test Exempel 1 Stàlplàtarna med låg känslighet för svetssprickor i Exempel 1-6 av den föreliggande uppfinningen testades avseende deras mekaniska egenskaper och resultaten av detta visas i Tabell 2.
Tabell 2 De nækaniska egenskaperna hos stålplàtarna næd låg känslighet för svetssprickor i Exemplen 1-6 av den föreliggande uppfinningen Exempel Sträckgräns Brottgräns Töjning (%) -20°C Akv (MPa) (MPa) (longitudinal) (J) l 840, 950, 17,0, 221,216,224 865 965 16,5 2 850, 960, 15,9, 2l8,2l0,209 875 970 17,2 3 855, 958, 16,0, 215,222,222 860 965 16,0 4 845, 954, 16,1, 21l,208,206 840 950 16,3 5 858, 969, 17, 227, 23l,224 875 973 17,5 6 859, 967, 17,3, 2l5,21l,2l9 863 982 17,3 Ur Tabell 1 och 2, framgår att Pcm hos stålplåten med en låg känslighet 'för svetssprickor hos den föreliggande uppfinningen var S 0,20 %, sträckgränsen var större än 800 MPa, brottgränsen var större än 90OMPa, och Charpy slagenergin Akv (-20°C) var 2l50J, och plàtens tjocklek var upp till 60 mm, samt att stålplåten hade utmärkt lågtemperaturseghet och svetsbarhet.
Test Exempel 2 535 302 _18..
Stålplåten med en låg känslighet för svetssprickor i Exempel l av den föreliggande uppfinningen testades avseende dess svetsbarhet (litet Tekken test). Vid en omgivande temperatur och 50°C, observerades inga sprickor (se iTabell 3), vilket tyder på att stålplåten i den föreliggande uppfinningen har utmärkta svetsegenskaper och att ingen förvärmning vanligtvis behövs vid svetsning.
Tabell 3 Testresultaten för svetsbarheten hos stålplàten med låg känslighet för sprickor från Exempel 1 hos den föreliggande uppfinningen.
Test Prov nr. Ytsprickor Rotsprickor Tvarsnitts- omgivande Relativ temperatur i procent, i procent, sprickor i temperatur fuktighet % % procent, % l 0 0 0 RT 2 O 0 0 25 % 65% 3 0 0 0 50 % 4 0 0 0 5 0 0 0 Test Exempel 3 Stålplåten med låg känslighet för sprickor i Exempel 5 av den föreliggande uppfinningen studerades avseende dess mikroskopiska struktur och dess svepelektronmikroskopiska (SBM) mikrobild och elektrontransmissionsmikroskopiska (TEM) mikrobild visas i Figur 1 a respektive Figur lb.
I Figur la kan ses att bainitväven förtunnats och att karbid fällts ut på kanten av bainitväven, samt att fin 535 302 _19_ karbid även fällts ut på bainitväven. I Figur lb kan ses att bainitväven består av fin nanoskalig bainitväv.
Sammanfattningsvis kan sägas att stålplåten i den föreliggande uppfinningen har en fin baitinvävsstruktur och en ultrafin nanoskalig bainitväv-substruktur. Den ultrafina bainitvävstrukturen ger finkorning förstärkningseffekt, andrafaspartiklarna fäller ut längs korngränsen hos den ultrafina bainitväven och ger en förstärkningseffekt av utfällningen, och strukturen med tomma platser i atomgittret inom den ultrafina bainitväven ger en förstärkning av tomma platser i atomgittret och den kombinerade verkan av dessa förstärkningseffekter garanterar styrkan och segheten hos den föreliggande uppfinningens stålplàt.
INDUSTRIELL ANVÄNDBARHET De fördelaktiga effekterna av den föreliggande uppfinningen är följande: 1. De kemiska ämnena är designade pà ett lämpligt sätt genom en betydande minskning av andelen C, delvis ersättning av Mo med billiga legeringsämnen som Mn, ersättning av förstärkningseffekten av utfällningen hos Cu med förstärkningseffekten av utfällningav fina utfällda partiklar av karbonitrid av V, och ingen addition av ädelämnen som Ni. Till följd av detta är andelen legeringsämnen låg, känsligheten för sprickor är låg och ingen förvärmning behövs innan svetsning. 2. Eftersom stålplåten hos den föreliggande uppfinningen inte kräver en extra termisk raffineringsbehandling, förenklas tillverkningsprocessen och tillverkningskostnaden för stålet reduceras. 535 302 _ 20 _ 3. På grund av de lämpliga komponenterna och processdesignen avseende förverkligandeeffekterna är processförhàllandena relativt förenklade och stàlplàten kan produceras stabilt i en mellanliggande produktionslinje för tjock stålplåt. 4. Sträckgränsen hos stálplâten med låg känslighet för sprickor i den föreliggande uppfinningen, ligger högre än 8OOMPa, brottgränsen ligger högre än 9OOMPa, och Charpy slagenergin Akv (-20°C) är >l5OJ, och tjockleken hos plåten är upp till 60 mm, indexvärdet för känsligheten för svetssprickor Pcm är 30,20 %, och stålplåten har utmärkt lágtemperaturseghet och svetsbarhet.

Claims (11)

535 302 _21..
1. PATENTKRAV
2. En stålplát med låg känslighet för svetssprickor, kännetecknat av att den har en sträckgräns på 2800
3. MPa, där stàlplåten med låg känslighet för svetssprickor omfattar följande kemiska ämnen: (wt.%: viktsprocent): C:0,03-0,08 wt.%, Si:0,05-O.,7O wt %,
4. Mn:l,30-2,20 wt.%, Mo:O,l0-0,30 wt.%, Nb:0,03-0,10 wt.%, V:0,03-0,45 wt.%, Ti;0,002-0,040 wt.%, Al:0,02- 0,04w t%, B:0,00l0-0,002O wt,%, där resterande mängd utgörs av Fe och oundvikliga föroreningar och indexvärdet för känsligheten för svetssprickor motsvarar följande formel: Pcm S 0,20%.
5. En stålplát enligt patentkrav l, där stàlplåten har en superfin bainit vävstruktur.
6. En stålplát enligt patentkrav l, där stàlplåten har en sträckgräns på 80OMpa ~ 875Mpa.
7. En metod för tillverkning av en förädlad stålplát med en komposition enligt patentkrav 1, vilken omfattar smältning, gjutning, uppvärmning, valsning och kylningsprocedurer, där kylningsproceduren av stålet följer direkt efter valsningsproceduren.
8. En tillverkningsmetod enligt patentkrav 4, där tjockleken hos den jämnt gjutna tackan eller stálstången inte är mindre än 4 gånger tjockleken hos den färdiga stàlplåten.
9. En tillverkningsmetod enligt patentkrav 4, där innan valsningsproceduren ståltemperaturen är 1050°C till 1180°C, och liggtiden är 120 till 180 minuter.
10.
11. ll. Lfi EJ Lfl LJ B PG _22._ En tillverkningsmetod enligt patentkrav 4, där valsningen är indelad i ett första valsningssteg och ett andra valsningssteg. En tillverkningsmetod enligt patentkrav 7, inledande där den valsningstemperaturen i det första valningssteget är 1050 till 1l50°C, och när tjockleken hos det valsade stycket uppgår till två eller fyra gånger tjockleken hos den färdiga stålplàten stannar det valsade stycket pà rullbanan tills temperaturen når 800-860°C och utsätts för det valsningssteget. därefter andra En tillverkningsmetod enligt patentkrav 7, där Pass deformationstalet i det andra valsningssteget är 10-28 % och den slutliga valsningstemperaturen är 780-840°C. En tillverkningsmetod enligt patentkrav 4, där kylningsprocessen omfattar en tvingad kylning i en accelererad kylanordning och luftkylning, och stålplàten förs in i en accelererad kylanordning och kyls ned med en hastighet på 15 till 30°C/s till en temperatur på 350 till 400°C, och sedan luftkyls efter att den har lämnat den accelererade kylanordningen. En tillverkningsmetod enligt patentkrav 10, där luftkylningen utförs genom kylning i packad formation eller bänkkylning.
SE0900863A 2007-10-26 2008-10-24 Stålplåt med sträckgräns på 800 MPa samt tillverkning av densamma SE535302C2 (sv)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2007100941772A CN101418416B (zh) 2007-10-26 2007-10-26 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
PCT/CN2008/072807 WO2009056055A1 (en) 2007-10-26 2008-10-24 Steel plate with yield strength of 800mpa grade and low weld cracking sensitivity, and manufacture method thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
SE0900863L SE0900863L (sv) 2009-07-27
SE535302C2 true SE535302C2 (sv) 2012-06-19

Family

ID=40590559

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
SE0900863A SE535302C2 (sv) 2007-10-26 2008-10-24 Stålplåt med sträckgräns på 800 MPa samt tillverkning av densamma

Country Status (11)

Country Link
US (1) US8702876B2 (sv)
EP (1) EP2218801B1 (sv)
JP (1) JP5233020B2 (sv)
KR (1) KR101563929B1 (sv)
CN (1) CN101418416B (sv)
DE (1) DE112008000562B4 (sv)
ES (1) ES2424009T3 (sv)
FI (1) FI127175B (sv)
SE (1) SE535302C2 (sv)
WO (1) WO2009056055A1 (sv)
ZA (2) ZA200904458B (sv)

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102162061B (zh) * 2010-02-23 2013-09-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板及其制造方法
CN102260823B (zh) * 2010-05-27 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度690MPa级高强钢板及其制造方法
CN102337482B (zh) * 2010-07-23 2013-11-20 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板
CN102051522A (zh) * 2010-12-21 2011-05-11 南阳汉冶特钢有限公司 贝氏体组织高强韧性结构钢q550d（e）钢板及其生产方法
CN102560045B (zh) * 2010-12-22 2014-10-01 中国科学院金属研究所 块体纳米结构低碳钢及其制备方法
RU2458751C1 (ru) * 2011-02-25 2012-08-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листов из низколегированной трубной стали классов прочности к52-к60
RU2458754C1 (ru) * 2011-03-17 2012-08-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности х70
CN102839319B (zh) * 2011-06-24 2014-12-10 宝钢特钢有限公司 1100MPa级高强度钢及其生产方法
JP2013227624A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
KR101579415B1 (ko) * 2012-12-28 2015-12-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 항복 강도 670∼870n/㎟ 및 인장 강도 780∼940n/㎟를 갖는 강판
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
CN103233179B (zh) * 2013-05-13 2015-08-19 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种易成型高强度中厚钢板的生产方法
CN103305752B (zh) * 2013-06-20 2015-04-15 舞阳钢铁有限责任公司 一种大厚度高性能SA302GrC钢板及其生产方法
CN103695773B (zh) * 2013-12-11 2015-10-28 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度为690MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法
CN103695772B (zh) * 2013-12-11 2015-12-30 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度为550MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法
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
CN103952643B (zh) * 2014-05-13 2017-01-18 莱芜钢铁集团有限公司 一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板及其制备方法
CN104152818A (zh) * 2014-08-12 2014-11-19 昆明理工大学 一种双相不锈钢及其制备方法
CN106319343B (zh) * 2016-10-10 2021-08-17 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种低成本的高强度不锈钢及其焊管制造方法
CN108103398B (zh) * 2017-12-07 2021-06-25 新疆八一钢铁股份有限公司 一种460Mpa级高强度高耐候钢板的生产方法
CN108315666A (zh) * 2018-02-12 2018-07-24 舞阳钢铁有限责任公司 低焊接裂纹敏感性q500gje钢板及其生产方法
CN110195193B (zh) * 2018-02-27 2021-03-12 宝山钢铁股份有限公司 低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造方法
CN110004358B (zh) * 2019-03-29 2021-05-25 山东钢铁集团日照有限公司 一种低Pcm值大厚度易焊接海工钢板及其生产方法
CN110117754B (zh) * 2019-05-20 2020-10-02 北京科技大学 一种屈服强度500MPa级的耐多种介质腐蚀钢及其制备方法
CN115537681B (zh) * 2021-06-30 2023-10-17 宝山钢铁股份有限公司 高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法
CN114395691A (zh) * 2021-12-16 2022-04-26 南阳汉冶特钢有限公司 一种水电工程用低焊接裂纹敏感性止裂钢sx780cf的生产方法
CN114480961B (zh) * 2021-12-24 2023-03-10 安阳钢铁集团有限责任公司 一种冷裂纹敏感系数≤0.19的620MPa级高强钢及其生产方法
CN114657458B (zh) * 2022-02-18 2022-10-25 山东钢铁集团日照有限公司 大厚度高强韧高热输入焊接用原油储罐钢板及其制备方法
CN115351094A (zh) * 2022-06-28 2022-11-18 武安市裕华钢铁有限公司 一种低焊接裂纹敏感性制管用碳素结构钢的生产方法
CN116536580B (zh) * 2023-04-18 2025-03-28 北京科技大学 一种易焊接高强韧500MPa级风电用钢板及其制备方法
CN116713636B (zh) * 2023-05-23 2026-01-09 鞍钢股份有限公司 690MPa低焊接裂纹敏感性压力容器钢用焊丝及其焊接工艺
CN119194232B (zh) * 2023-06-27 2025-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本690MPa级别不预热焊接煤矿机械用钢及其制造方法

Family Cites Families (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54132421A (en) 1978-04-05 1979-10-15 Nippon Steel Corp Manufacture of high toughness bainite high tensile steel plate with superior weldability
JPS5696054A (en) 1979-12-28 1981-08-03 Kobe Steel Ltd Hot rolled steel plate for flash butt welding and cold working
JPS5719321A (en) 1980-07-08 1982-02-01 Nippon Steel Corp Improvement for sulfide stress corrosion cracking of low alloy steel
JPS5877528A (ja) * 1981-10-31 1983-05-10 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法
JPS61147812A (ja) 1984-12-19 1986-07-05 Nippon Kokan Kk <Nkk> 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法
JPS6210240A (ja) 1985-07-08 1987-01-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性と圧潰強度の優れた継目無油井管用鋼
JPS62103347A (ja) 1985-10-30 1987-05-13 Nippon Steel Corp 板厚２５ミリメートル以上の厚肉高靭性高張力鋼およびその製造法
JP3208495B2 (ja) * 1992-01-28 2001-09-10 新日本製鐵株式会社 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法
JPH07305113A (ja) * 1994-05-11 1995-11-21 Kobe Steel Ltd 溶接性の優れた建築用低降伏比厚肉耐火鋼の製造方法
US5545270A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
JPH08232017A (ja) * 1994-12-28 1996-09-10 Nkk Corp 溶接性と音響異方性に優れた調質型６０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級鋼の製造方法
JPH08209237A (ja) * 1995-01-31 1996-08-13 Nkk Corp 溶接性と音響異方性に優れた高張力鋼の製造方法
JPH10298706A (ja) * 1996-06-21 1998-11-10 Nkk Corp 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法
JPH10237583A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
US6228183B1 (en) 1997-07-28 2001-05-08 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
CA2295881C (en) * 1997-07-28 2005-10-18 Nippon Steel Corporation Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness
RU2218443C2 (ru) 1997-07-28 2003-12-10 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Толстолистовая сталь с высокой ударной вязкостью и способ ее получения
JP2000192140A (ja) * 1998-10-16 2000-07-11 Nkk Corp 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
JP3972553B2 (ja) * 1999-02-15 2007-09-05 住友金属工業株式会社 テーパー鋼板及びその製造方法
JP4071906B2 (ja) 1999-11-24 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
JP3770106B2 (ja) * 2001-06-20 2006-04-26 住友金属工業株式会社 高強度鋼とその製造方法
JP2003147477A (ja) * 2001-11-07 2003-05-21 Kawasaki Steel Corp ７００ＭＰａ超級非調質低降伏比厚鋼板およびその製造方法
CN1210431C (zh) * 2002-05-22 2005-07-13 武汉钢铁(集团)公司 大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢的生产方法
US20040118489A1 (en) * 2002-12-18 2004-06-24 Weiping Sun Dual phase hot rolled steel sheet having excellent formability and stretch flangeability
CN100368582C (zh) 2003-01-28 2008-02-13 鞍钢股份有限公司 一种超低碳贝氏体钢的生产方法
JP4259374B2 (ja) 2004-03-30 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4193757B2 (ja) * 2004-06-08 2008-12-10 住友金属工業株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法ならびに溶接鋼管
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
WO2007051080A2 (en) 2005-10-24 2007-05-03 Exxonmobil Upstream Research Company High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
JP4770415B2 (ja) * 2005-11-15 2011-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法
CN100439545C (zh) * 2006-03-27 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 800MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法
JP2007270194A (ja) * 2006-03-30 2007-10-18 Jfe Steel Kk 耐ｓｒ特性に優れた高強度鋼板の製造方法
CN100412223C (zh) 2006-07-20 2008-08-20 武汉钢铁(集团)公司 具有优良耐蚀性和抗疲劳性的超高强度钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
ES2424009T3 (es) 2013-09-26
EP2218801B1 (en) 2013-05-01
CN101418416B (zh) 2010-12-01
SE0900863L (sv) 2009-07-27
KR101563929B1 (ko) 2015-10-28
EP2218801A4 (en) 2012-02-01
EP2218801A1 (en) 2010-08-18
CN101418416A (zh) 2009-04-29
FI127175B (sv) 2017-12-29
WO2009056055A1 (en) 2009-05-07
ZA200901450B (en) 2010-08-25
KR20100070310A (ko) 2010-06-25
US20100032062A1 (en) 2010-02-11
US8702876B2 (en) 2014-04-22
FI20095872L (sv) 2009-08-25
JP2010516895A (ja) 2010-05-20
ZA200904458B (en) 2010-10-27
DE112008000562T5 (de) 2010-01-28
DE112008000562B4 (de) 2013-05-29
JP5233020B2 (ja) 2013-07-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
SE535302C2 (sv) Stålplåt med sträckgräns på 800 MPa samt tillverkning av densamma
Weng Ultra-fine grained steels
CN102168229B (zh) 耐候钢板及其制造方法
CN102747303B (zh) 一种屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法
CN105121684B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN103898406B (zh) 一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
CN111500924A (zh) 一种高强车轮钢及其生产方法
CN101660108A (zh) 非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其生产方法
CN102888565A (zh) 一种屈服强度690MPa级高强度钢板及其制造方法
CN102021495A (zh) 420MPa高韧性耐候桥梁钢及其热轧板卷的制备方法
RU2711698C2 (ru) Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства
CN108677096A (zh) 一种基于氧化物冶金的战略石油储备罐钢板及其制造方法
CN103930585A (zh) 薄钢板及其制造方法
KR20220073762A (ko) 구멍 확장성이 높은 복합조직강 및 그 제조 방법
CN110284066A (zh) 一种薄规格低屈强比管线钢及其制造方法
KR20220065020A (ko) 파이프라인 강철 및 이의 제조 방법
CN102337482B (zh) 屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板
CN101353759A (zh) 屈服强度550MPa级低裂纹敏感性钢板及其制造方法
CN101724779B (zh) 高韧性且适应大线能量焊接的钢、钢板及其制造方法
CN102191430A (zh) 屈服强度550MPa易焊接高强韧钢板及其制造方法
CN101812642A (zh) 一种超细晶贝氏体高强钢及其制造方法
CN111235464A (zh) 一种钛微合金化经济型高强耐候钢及其生产方法
CN116005076B (zh) 一种Nb-V-Ti复合微合金化TMCP型桥梁耐候钢及其制造方法
CN111647806A (zh) 一种含Ti低合金钢轧制工艺
CN102732790A (zh) 一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法