UA124482C2 - СТАЛЕВИЙ ПРОФІЛЬ ТОВЩИНОЮ ЩОНАЙМЕНШЕ 100 мм І СПОСІБ ЙОГО ВИГОТОВЛЕННЯ - Google Patents

СТАЛЕВИЙ ПРОФІЛЬ ТОВЩИНОЮ ЩОНАЙМЕНШЕ 100 мм І СПОСІБ ЙОГО ВИГОТОВЛЕННЯ Download PDF

Info

Publication number
UA124482C2
UA124482C2 UAA202004252A UAA202004252A UA124482C2 UA 124482 C2 UA124482 C2 UA 124482C2 UA A202004252 A UAA202004252 A UA A202004252A UA A202004252 A UAA202004252 A UA A202004252A UA 124482 C2 UA124482 C2 UA 124482C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel profile
steel
profile according
allocations
vanadium
Prior art date
Application number
UAA202004252A
Other languages
English (en)
Inventor
Крістоф Уіу
Кристоф Уиу
Валері Рінальді
Валери Ринальди
Боріс Доннай
Борис Доннай
Ліудміла Веббер
Лиудмила Веббер
Original Assignee
Арселорміттал
Арселормиттал
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 Арселорміттал, Арселормиттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA124482C2 publication Critical patent/UA124482C2/uk

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • B21B1/08—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 structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
    • B21B1/088—H- or I-sections
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E04—BUILDING
    • E04C—STRUCTURAL ELEMENTS; BUILDING MATERIALS
    • E04C3/00—Structural elongated elements designed for load-supporting
    • E04C3/02—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces
    • E04C3/04—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • 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
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E04—BUILDING
    • E04C—STRUCTURAL ELEMENTS; BUILDING MATERIALS
    • E04C3/00—Structural elongated elements designed for load-supporting
    • E04C3/02—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces
    • E04C3/04—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal
    • E04C2003/0404—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects
    • E04C2003/0443—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects characterised by substantial shape of the cross-section
    • E04C2003/0452—H- or I-shaped

Landscapes

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

Abstract

Винахід стосується сталевого профілю, який включає полку центральної частини, з кожного боку з'єднану з бортовою частиною товщиною щонайменше 100 мм, при цьому такий сталевий профіль характеризується композицією, яка містить у масових відсотках: С: 0,06-0,16, Mn: 1,10-2,00, Si: 0,10-0,40, Сu: 0,001-0,50, Ni: 0,001-0,30, Сr: 0,001-0,50, Mo: 0,001-0,20, V: 0,06-0,12, N: 0,0050-0,0200, Al00,040, P00,040, S00,030 і необов'язково містить один або кілька наступних елементів у масових відсотках: Ti<0,005, Nb<0,05, решта є залізом і домішками, одержаними в результаті розробки, при цьому мікроструктура згаданого сталевого профілю включає щонайменше один тип ванадієвих виділень, які можливо містять один або кілька металів, які обирають з хрому, марганцю і заліза, причому зазначені виділення вибирають з числа нітридів, карбідів, карбонітридів або будь-якої їх комбінації, при цьому більше 70 % таких виділень характеризуються середнім діаметром, який не перевищує 6 нм. Винахід також стосується способу виготовлення сталевого профілю.

Description

карбідів, карбонітридів або будь-якої їх комбінації, при цьому більше 70 95 таких виділень характеризуються середнім діаметром, який не перевищує б нм.
Винахід також стосується способу виготовлення сталевого профілю.
Винахід стосується сталевого профілю, який містить полку центральної частини, з'єднану з кожного боку з бортовою частиною товщиною більше 100 мм. Сталевий профіль, відповідний винаходу, особливо добре підходить для використання при виготовленні стояків висотних будівель, великих прольотів, перехідних і поясних ферм, виносних опор і мостових балок.
Розробка нових сучасних сортів конструкційних сталей завжди обумовлена потребами користувачів у підвищених механічних властивостях, таких як-от границя плинності на розтяг і в'язкість, а також чудових технологічних властивостей, які забезпечують ефективні технології виготовлення в цеху і "на місці".
У зв'язку з цим призначення винаходу полягає в пропозиції товстостінного сталевого профілю, який забезпечує високу границю текучості на розтяг, яка перевищує 485 МПа, і високу границю міцності на розрив, яка перевищує 580 МПа, поряд з чудовою зварюваністю.
Як відомо з практики виготовлення конструкційних сталей, для покращення міцності і в'язкості переважними є подрібнення структури в результаті проведення гарячої прокатки при знижених температурах або додавання деяких легуючих елементів для подрібнення аустенітного зерна. Обидва рішення не є достатніми для виготовлення товстостінного профілю з конструкційної сталі, оскільки у разі знижених температур гарячої прокатки неминучим є перегрівання валків. У той самий час у разі додавання легуючих елементів у великих кількостях погіршиться зварюваність сталі.
Досягнення мети винаходу домагаються в результаті пропозиції сталевого товстостінного профілю, відповідного п. 1 формули винаходу. Сталевий товстостінний профіль також може містити характеристики п. 2-12 формули винаходу. Досягнення ще однієї мети досягають в результаті пропозиції способу, відповідного пункту 13 формули винаходу.
Інші характеристики і переваги винаходу стануть очевидними, виходячи з наступного докладного опису винаходу і креслень, на яких: на Фіг. 1 представлена електронна мікрофотографія, що ілюструє статистично розподілені виділення в серцевині фланця крупносортного профілю, на Фіг. 2 представлена електронна мікрофотографія, що ілюструє виділення, скомпоновані у вигляді смуг, розташованих на рівній відстані одна від одної.
Всі рівні процентного вмісту в композиції будуть наведені у масових відсотках (мас. 95), якщо
Зо не буде вказуватися на інше. Стосовно хімічного складу сталі, то вуглець відіграє важливу роль при формуванні мікроструктури і в досягненні цільових механічних властивостей. Його основна роль полягає в забезпеченні твердіння в результаті зміцнення мартенситних/бейнітних фаз, але також і в забезпеченні утворення карбідів і/або карбонітридів металевих елементів сталі. Вміст вуглецю у сорті, відповідному винаходу, знаходиться в діапазоні 0,06-0,16 мас. 95. Вміст вуглецю, який не перевищує 0,06 мас. 9У5, не буде в результаті призводити до одержання достатнього рівня механічного опору, що призводить до одержання значень границі плинності на розтяг менше 485 МПа. Навпаки, вміст вуглецю більше 0,16 965 призводить до зменшення пластичності і зварюваності сталі. Переважно вміст вуглецю знаходиться в діапазоні 0,08-- 0,14 95, щоб одержати достатні міцність і зварюваність.
Марганець є елементом, який збільшує змінюваність. Вміст марганцю в сорті, відповідному винаходу, знаходиться в діапазоні 1,10-2,00 95. Вміст марганцю, який не перевищує 1,10 мас. 95 не буде в результаті призводити до одержання достатнього рівня механічного опору. Навпаки, вміст марганцю, що перевищує 2,00 95, призводить до одержання зменшеної зварюваності або промотує формування твердих мартенситно-аустенітних складових частин, що також дає негативний вплив на в'язкість сталі.
Кремній є розкислювальним елементом і дає свій внесок у покращення міцності. Вміст кремнію менше 0,10 95 не буде призводити до одержання ані достатнього рівня механічного опору, ані хорошого розкислювання. Навпаки, вміст кремнію, який перевищує 0,40 95, призводить до утворення оксидів, що спричиняє зниження характеристик зварюваність сталі.
Мідь є елементом, який дає свій внесок в покращення міцності сталі в результаті покращення зміцнюваності і твердіння. Вміст міді, який не перевищує 0,001 95, не буде призводити до одержання достатнього рівня механічного опору. Навпаки, вміст міді, який перевищує 0,50 95, призводить до збільшення вуглецевого еквівалента, тобто, погіршення зварюваності або надання впливу на гарячу ламкість сталі під час проведення гарячого деформування, що спричиняється проникненням збагаченої на Си фази в границі зерен.
Нікель є елементом, який дає свій внесок в покращення міцності і в'язкості сталі. Вміст нікелю, який перевищує 0,001 95, не буде призводити до одержання достатнього рівня механічного опору. Навпаки, вміст нікелю, який перевищує 0,30 95, призводить до одержання високих витрат при легуванні.
Хром є елементом, який дає внесок в покращення міцності сталі в результаті покращення зміцнюваності в ході твердо-розчинного зміцнення, а також в ході дисперсійного зміцнення.
Вміст хрому, який не перевищує 0,001 95, не буде призводити до одержання достатнього рівня механічного опору. Навпаки, вмісту хрому, який перевищує 0,50 95, призводить до формування великих частинок карбідів або карбонітридів хрому, які можуть погіршити в'язкість сталі.
Молібден є елементом, який дає внесок в покращення міцності в результаті покращення зміцнюваності. Вміст молібдену, який не перевищує 0,001 95, не буде в результаті призводити до одержання достатнього рівня механічного опору. Навпаки, вміст молібдену більший 0,20 95 призводить до зменшення в'язкості сталі.
Ванадій є важливим елементом, який використовують для досягнення зміцнення і твердіння в результаті формування виділень нітридів, карбонітридів або карбідів, а також в результаті подрібнення зерен. Формування ванадієвих виділень накладає обмеження на укрупнення аустенітного зерна в результаті зменшення феритного зерна і одержання покращеної міцності під час формування виділень в феритній фазі. Ванадій також в результаті запобігав би міграції хрому і марганцю в цементиті, яка приводить до їх використання при формуванні маленьких виділень. Вміст ванадію менше 0,06 95 не буде призводити до одержання достатнього рівня механічного опору. Навпаки, вміст ванадію більший 0,1295 призведе до ризику того, що надмірна кількість виділень може спричинити зниження ударної в'язкості, чого слід уникати.
В одному переважному варіанті здійснення для додаткового покращення в'язкості сталі на додавання ванадію накладають обмеження значенням 0,09 95.
Азот є важливим елементом для утворення нітридів і карбонітридів металевих елементів, подібних ванадію, ніобію, алюмінію і титану. Їх розмір, щільність розподілу і стійкість мають значний вплив на механічне твердіння. Вміст азоту, який не перевищує 0,0050 95, не буде призводити до формування виділень на достатньому рівні і контрольованому витримуванню розміру зерен. Для додаткового покращення цих властивостей переважним є мінімальний рівень 0,0060 95 або навіть 0,0070 95 або більш переважно 0,0080 95. Навпаки, вміст азоту більший 0,0200 95, призводить до наявності вільного азоту в сталі, що, як відомо, має негативний вплив на в'язкість в зоні термічного впливу після проведення зварювання.
Під час проведення гарячої прокатки частина ванадію буде об'єднуватися з азотом,
Зо утворюючи частинки УМ, які закріплюють кордони аустенітного зерна. Після цього ванадій, який залишається у розчині, формуватиме виділення у вигляді дрібних виділень під час проведення охолодження сталі, роблячи таким чином важливий внесок в кінцеву міцність. Як це встановили автори, дисперсійне твердіння може бути покращене шляхом оптимізації співвідношення між ванадієм і азотом в сталевому профілі для наближення до стехіометричного співвідношення 4:11. В одному переважному варіанті здійснення співвідношення між М і М знаходиться в межах діапазону 2,5--7 і навіть в межах діапазону 3-5.
Алюміній може бути доданий в сталь для розкислювальної дії і видалення кисню із сталі.
У разі додавання в сталь інших розкислювальних елементів, вміст алюмінію становитиме 0,005 95 ії менше. В іншому випадку, вміст алюмінію знаходиться в діапазоні 0,005--0,040 Об.
У разі надмірно високого вмісту алюмінію матиме місце утворення АЇМ з переважним утворенням ММ, і при цьому частка АЇМ буде більшою за розміром, ніж ММ, вона буде не настільки ефективною для закріплення границь аустенітного зерна, як УМ.
Сірка і фосфор є домішками, які окрихчують кордони зерна і призводять до формування осьової і мікроскопічної ліквації. їх відповідні рівні вмісту не повинні перевищувати 0,030-- 0,040 95, щоб зберегти достатню пластичність в гарячому стані і уникнути погіршення характеристик зварюваності.
Ніобій є елементом, який необов'язково може бути використаний для досягнення зміцнення і твердіння в результаті формування виділень нітридів, карбонітридів або карбідів. Він пригнічує ріст аустенітних зерен під час проведення прокатки в результаті їх подрібнення, що, таким чином, призводить до покращення міцності і низькотемпературної в'язкості. Однак, у разі якщо його кількість перевищує 0,05 95, він міг би погіршити в'язкість в зоні термічного впливу внаслідок мартенситного зміцнення. З іншого боку, у разі якщо кількість ніобію становить 0,05 95 і більше, він буде прикріплюватися до доступного азоту і, таким чином, погіршувати формування азотом ванадієвих виділень, що забезпечує твердіння пластичної серцевини профілю.
Титан є елементом, який необов'язково може бути використаний для досягнення зміцнення і твердіння в результаті формування виділень нітридів, карбонітридів або карбідів. Однак, якщо його кількість більша або дорівнює 0,005 95, матиме місце ризик утворення ТіМ, а не ММ. Крім цього, частки ТІМ, які є кубоподібними частинками, можуть вступати в реакцію як концентратори напружень, що, таким чином, дає негативний вплив на в'язкість і втомні властивості сталі.
В одному переважному варіанті здійснення максимальну кількість титану задають на рівні 0,003 9о і навіть 0,001 95.
В одному переважному варіанті здійснення, рівні вмісту вуглецю, марганцю, хрому, молібдену, ванадію, нікелю і міді в сорті є такими, що 0 АсСЕМ 0,6, де СЕМ-СяМп/6-4(«Ст Мо -М)/5-44(МіїСи)/15 (СЕМ - вуглецевий еквівалент).
Додержання цих значень забезпечує зміцнюваність сталевого профілю в потрібних для використання діапазонах в результаті достатнього утворення бейніту при одночасному збереженні хорошої зварюваності сталевих профілів. Зменшений вуглецевий еквівалент дозволяє уникнути стадій переробки зварного шва, такої як-от попереднє нагрівання, (коли це буде прийнятним), а також в результаті призводить до зменшення виробничих витрат. В одному переважному варіанті здійснення СЕМ«О,5 95.
Сталевий профіль включає полку центральної частини, з'єднану з кожного боку з бортовою частиною.
Товщина борту сталевого профілю, відповідного винаходу перевищує 100 мм, що уможливлює використання такої балки, в першу чергу, для конструкцій висотних будівель.
Товщина переважно не перевищує 140 мм внаслідок складності одержання достатньої швидкості охолодження для забезпечення досягнення заданих механічних властивостей на розтяг і в'язкості.
Згідно з винаходом полка і борта товстостінного профілю утворені із зони загартування, утвореної в результаті проведення водяного охолодження поверхні, і незміцненої зони, розташованої в серцевині продукту. Кожна зона сталевого профілю може мати конкретну мікроструктуру, яка може містити одну або кілька фаз, які обирають з числа відпущеного мартенситу, бейніту, фериту і перліту. Ферит може бути присутнім в формі голчастого фериту або фериту правильної форми.
Мікроструктура кожної зони залежить від товщини сталевого профілю і від операцій термічного впливу, якому її піддають.
В одному переважному варіанті здійснення мікроструктура бортових ділянок включає в напрямку від поверхні до серцевини першу зону, яка містить відпущений мартенсит і, можливо,
Зо бейніт і другу зону, яка містить ферит і перліт.
Перша зона може, наприклад, проходити аж до 10 мм під поверхнею бортової ділянки.
Одна суттєва характеристика винаходу є наявність в мікроструктурі сталевого профілю щонайменше одного типу ванадієвих виділень, які також містять, можливо, один або кілька металів, які обирають з числа хрому, марганцю і заліза, при цьому згадані виділення вибирають з числа нітридів, карбідів, карбонітридів або будь-якої їх комбінації, причому більше 70 95 таких виділень, а переважно більше 80 95, характеризуються середнім діаметром, який не перевищує б нм. Визначення середнього діаметра проводили в такий спосіб: поверхню кожного детектованого виділення вимірювали і приводили до відповідного кола, виходячи з якого виявляли його діаметр, одержували в результаті розмір середнього діаметра для всіх детектованих виділень.
В одному переважному варіанті здійснення середня щільність таких виділень перевищує 500 виділень у розрахунку на один мм", переважно, щонайменше 1000 виділень у розрахунку на один мм". Ці виділення сприятливо впливають на міцність, яка, як відомо, збільшується паралельно зі зменшенням розміру виділень і зі збільшенням рівня вмісту виділень.
Такі виділення переважно присутні в серцевинній зоні борту профілю, в основному у феритній фазі Щонайменше 7095 таких виділень, а переважно, щонайменше 80 95, характеризуються середнім діаметром, який не перевищує б мм. Зменшений розмір таких виділень збільшує їх зміцнювальну дію і, тобто, границю міцності на розтяг сталевого профілю.
В одному переважному варіанті здійснення в серцевині борту сталевого профілю переважно присутні два типи виділень: виділення, випадковим чином розподілені всередині фериту, і виділення, скомпоновані в формі смуг, розташованих на рівній відстані одна від одної, з одержанням, таким чином, паралельних пластів, щільно заселених частинками.
Випадковим чином розподілені виділення є більшими у порівнянні з виділеннями, скомпонованими в смугах, які розташовані на рівній відстані одна від одної.
В одному переважному варіанті здійснення такі виділення, розташовані на рівній відстані одне від одного, містять щонайменше ванадій і хром.
У ще одному переважному варіанті здійснення більше 8095 випадково розподілених виділень характеризуються середнім діаметром в діапазоні 3,5-6 нм. Такі виділення переважно 60 містять щонайменше ванадій, хром і залізо.
Сталевий профіль, відповідний винаходу, може бути проведений з використанням будь- якого придатного способу виготовлення і фахівці у відповідній галузі техніки можуть визначити цей спосіб. Однак доцільно використовувати процес, який закінчується прискореним охолодженням, в цьому випадку, загартуванням і самовідпусканням, поверхневого шару після проведення стадії гарячої прокатки.
Спосіб, відповідний винаходу, включає наступні стадії: подачу напівфабрикату, композиція якого відповідає винаходу, повторне нагрівання такого напівфабрикату при температурі, яка перевищує 10002С, і його гарячу прокатку при температурі чистової прокатки, яка становить, щонайменше 9002С, для одержання гарячекатаного сталевого профілю, охолодження гарячекатаного сталевого профілю так, щоб зробити мартенситне і/або бейнітне загартування поверхневого шару всього або частини продукту, при цьому незагартована ділянка катаного продукту залишається при температурі досить високою для одержання можливості стимулювання самовідпускання загартованого поверхневого шару мартенситу і/або бейніту і для перетворення аустеніту на ферит і карбіди в серцевинній частині профілю під час подальшого охолодження, причому максимальна температура відпущеної поверхні продукції після проведення загартування знаходиться в діапазоні 450-6502С і навіть 550-65026.
Сталеві профілі, відповідні цьому винаходу, переважно виробляють способом, в якому відливають напівфабрикат, виготовлений зі сталі, відповідної цьому винаходу, яка характеризується описаною вище композицією, відлитий напівпродукт нагрівають до температури вище 10002С, переважно вище 10502С, а більш переважно вище 11002С або 11502 або використовують безпосередньо при температурі після проведення відливання без проведення проміжного охолодження. Такі температури уможливлюють повне розчинення карбонітридів ванадію, які, крім того, будуть формувати виділення за механізмом твердіння.
Стадію чистової гарячої прокатки проводять при температурі більше 8502С. Температура закінчення прокатки більша або дорівнює 8502 для забезпечення подрібнення аустенітних зерен і, таким чином, формування більш тонкої мікроструктури після перетворення, що, як відомо, покращує в'язкість і властивості міцності.
Зо Під час проведення гарячої прокатки переважним є використання керованої комбінації стадій прокатки і контрольованого витримування температури прокатки. Мета полягає у створенні дрібнозернистої мікроструктури в результаті подрібнення зерен в ході подальшої рекристалізації під час проведення прокатки.
Після цього гарячекатаний продукт, одержаний з використанням технологічного процесу, описаного вище, охолоджують з використанням переважно процесу загартування і самовідпускання.
Так званий процес загартування і самовідпускання (0571) полягає в проведенні для гарячекатаного сталевого профілю, який виходить 3 чистової кліті прокатного стану, охолодження з використанням текучого середовища так, щоб зробити мартенситне і/або бейнітне загартування поверхневого шару всієї або частини продукту. Крім цього, на виході із зони охолодження з використанням текучого середовища, незагартована ділянка катаного продукту знаходиться при температурі досить високій для проходження під час проведення подальшого повітряного охолодження відпускання поверхневого шару мартенситу і/або бейніту.
Охолоджувальне текуче середовище, що використовується для проведення стадії загартування і відпускання, зазвичай являє собою воду, яка містить або яка не містить звичайні добавки, або, наприклад, водний розчин мінеральних солей. Текуче середовище може являти собою туман, одержаний, наприклад, в результаті суспендування води в газі або воно може являє собою газ, такий як-от водяна пара.
З практичної точки зору бажане охолодження катаного продукту залежить від використаних пристроїв для охолодження і від відповідного вибору довжини і характеристик витрати охолоджувальних засобів.
Розміри продукту відомі, так само, як і композиція сталі, а також, діаграма перетворення при безперервному охолодженні, що уможливлює визначення умов, застосовуваних для проведення належної обробки сталевого профілю, в число яких входять температура, при якій утворюється мартенсит, і максимальний час, доступний для проведення загартування поверхні до бажаної глибини.
На підставі кривих температурних градієнтів в серцевині і скоринці катаного сталевого профілю можуть бути встановлені кількість відведеного тепла, а також характеристики пристроїв для охолодження і витрати текучого середовища, використовуваного пристроями
Гс10) охолодження.
Для відстеження формування бажаних мікроструктур в різних зонах сталевого профілю вимірюють зміни температури скоринки сталевого профілю, починаючи від кінця мартенситного іМабо бейнітного загартування. Після проведення загартування температура скоринки збільшується, в той час як температура в серцевині безперервно зменшується після виходу профілю з останньої кліті прокатного стану. Температура скоринки і температура серцевини в заданому поперечному перерізі зближуються до того моменту часу, починаючи з якого дві криві подовжуються по суті паралельно одна одній. Температура скоринки в цей момент називається "температурою вирівнювання".
Приклади
Два сорти сталі, композиції яких показані в таблиці 1, відливали у вигляді напівфабрикатів і піддавали переробці для одержання сталевих профілів у відповідності з технологічними параметрами, показаними в таблиці 2. Стадії процесу проходили через нагрівання, контрольовану гарячу прокатку і подальше водяне охолодження, яке досягається шляхом загартування і самовідпускання.
Таблиця 1
Композиції Композиції для випробувань показані в наступній таблиці, де вміст елементів представлений в тисячах масових відсотків
Експеримент | СІ Мп | бі| Си! Мі | Сг |Ммо! М | ті |м|МмЬ|А РІЗ | СЕМ 1059 171 |170|162 12914934 96 |11| 1 | з 131 23 032 2 19811559
Експеримент 1 являє собою порівняльний приклад, а експеримент 2 являє собою приклад, відповідний винаходу.
Таблиця 2
Технологічні параметри Сталеві напівфабрикати безпосередньо після проведення відливання піддавали переробці за наступних умов
Загартування і самовідпускання
Експеримент Товщина | т повторного Т закінчення | питома витрата Температура борту (мм) : о гарячої прокатки 2 самовідпускання нагрівання (С) (с) води (л/м-/с) (с) 71 1 80 | 1150 1170... 8935 2 юЮющЩщ | 46 | 600
Після цього одержані в результаті зразки проаналізували, а відповідні елементи мікроструктури і механічні властивості, відповідно, помістили в таблиці З і 4.
Таблиця З
Мікроструктура і виділення Визначали процентний вміст фаз в мікроструктурах для одержаного сталевого профілю
Експеримент Відпущений 5. Ферит правильної Голчастий Перліт ж
Бейніт 5. мартенсит форми ферит бейніт 33,4 Зо 66,6 9о 76,7 Зо 17,7 96 56,7 Зо 43,3 96 72.4 95 27,2 9
Процентний вміст фаз в обох зонах, особливо, в серцевинній зоні, профілю Мо 1 більш-менш аналогічні процентному вмісту фаз профілю Мо 2, що демонструє наявність впливу ванадієвого твердіння в меншому мікро структурному масштабі.
Аналіз виділень, виконаний з використанням методу ПЕМ для вуглецевих екстракційних реплік, одержаних з серцевинної зони по товщині борта профілю, продемонстрував присутність ванадієвих виділень. Аналіз дрібних виділень проводили з використанням тонкофольгового методу ПЕМ, який дозволяє здійснювати кількісне визначення середнього розміру і щільності виділень.
Як це було встановлено, виділення, які беруть участь в механічному профілі твердіння, розташовуються в серцевинній зоні сталевих профілів, зокрема, всередині феритної фази.
Фіг. 1 демонструє ванадієві виділення, які головним чином мають сферичну форму і більший або менший розмір. Виділення, які мають більший розмір, (типовий розмір приблизно 6 нм в діаметрі) в основному були розподілені випадковим чином. Але дрібні виділення (типовий розмір приблизно З нм в діаметрі) були скомпонованими у вигляді смуг, розташованих на рівній відстані одна від одної. Як можна бачити на Фіг. 2, мікроструктура складається з паралельних пластів, щільно заселених ванадієвими частинками. Пласти розташовані на рівній відстані один від одного.
Виділення, розташовані на рівній відстані одне від одного
Експеримент до виділень із середнім Середня щільніІСТЬ У с 8. діаметром меншим 6 нм фериті («у розрахунку на) Середній діаметр (нм) один мм нн С З ПЕ ГТ: ПНЯ ПОЛО
Виділення, розподілені випадковим чином
Характеристики виділень : елементів
Фо виділень із Середня
Експеримент середнім щільність у Середній ; фериті (у . М Ст Ми | Ее діаметром діаметр (нм) розрахунку на меншим 6 нм один мм 17119611 -к100 1111-11-11 - 1-11 7712 | 70956 | 880 | 57 1666 219 | 42 | 94
Були визначені механічні властивості трестованої сталі і результати показані в наступній таблиці:
Таблиця 4
Механічні властивості
Границя плинності на Границя міцності на о
Як це демонструють приклади, сталеві профілі, відповідні винаходу, є єдиними профілями, які демонструють наявність всіх цільових властивостей завдяки своїм конкретним композиціям і мікроструктурам.
Сталеві профілі, відповідні цьому винаходу, демонструють чудові значення: високу міцність, в'язкість і хорошу зварюваність, що на сьогоднішній день не є просто досяжним результатом. З використанням сорту сталі, відповідного винаходу, колективи фахівців, зайняті в проектуванні і будівництві і залучені у спорудження великомасштабних об'єктів капітального будівництва, можуть одержати вигоду від більш ефективних конструкційних рішень. Підвищена границя
Зо плинності на розтяг у сталевого профіля уможливлює економію маси і зменшені витрат на транспортування і виготовлення у зіставленні з тим, що має місце для інших широко використовуваних сортів конструкційних сталей. Отже, цей винахід дає надзвичайно відчутний внесок у будівельну промисловість.

Claims (15)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Сталевий профіль, який включає полицу центральної частини, з'єднану з кожного боку з бортовою частиною, товщиною щонайменше 100 мм, при цьому сталевий профіль характеризується композицією, яка містить, мас. Фо: с: 0,06-0,16, Мп: 1,10-2,00, зі: 0,10-0,40, Си: 0,001-0,50, Мі: 0,001-0,30, Сі: 0,001-0,50, Мо: 0,001-0,20, М: 0,06-0,12, М: 0,0050-0,0200, АІ-0,040, Р-О0,040, З-0,030, інше є залізом і домішками, одержаними в результаті розробки, при цьому мікроструктура зазначеного сталевого профілю містить щонайменше один тип ванадієвих виділень, які вибирають з числа нітридів, карбідів, карбонітридів або будь-якої їх комбінації, при цьому більше 70 95 цих виділень характеризуються середнім діаметром, який не перевищує 6 нм, і композиція профілю задовольняє наступне співвідношення: 0 АсСЕМ 0,6, при цьому СЕМ-СяМп/6б4(Ст-Мо му 5--(Мі-Си) 15.
2. Сталевий профіль за п. 1, композиція якого додатково містить один або декілька наступних елементів, мас. 90: Ті«0,005, Мо-0,05.
З. Сталевий профіль за п. 1 або 2, в якому ванадієві виділення містять один або декілька Зо металів, вибраних з хрому, марганцю і заліза.
4. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 1-3, в якому відношення між кількостями ванадію і азоту знаходиться в діапазоні 2,5-7.
5. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 1-4, в якому мікроструктура зазначених бортових частин містить у напрямку від поверхні до серцевини зміцнену зону, яка містить відпущений мартенсит і, можливо, бейніт і серцевинну зону, яка містить ферит і перліт.
6. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 1-5, який включає ділянки, які характеризуються середньою щільністю зазначених виділень, яка перевищує 500 виділень у розрахунку на один мМ.
7. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 1-6, в якому щонайменше частина виділень скомпонована у формі смуг, розташованих на рівній відстані одна від одної.
8. Сталевий профіль за п. 7, в якому більше 80 95 виділень, розташованих на рівній відстані одне від одного, характеризуються середнім діаметром менше З нм.
9. Сталевий профіль за п. 7 або 8, в якому виділення, які розташовані на рівній відстані одне від одного, містять щонайменше ванадій і хром.
10. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 5-9, в якому щонайменше частина виділень розподілена випадковим чином у феритній фазі, розташованій в серцевині сталевого профілю.
11. Сталевий профіль за п. 10, в якому більше 8095 випадково розподілених виділень характеризуються середнім діаметром в діапазоні 3,5-6 нм.
12. Сталевий профіль за п. 11, в якому випадково розподілені виділення містять щонайменше ванадій, хром і залізо.
13. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 1-12, в якому виділення розташовані в серцевинній зоні.
14. Сталевий профіль за будь-яким з пп. 1-13, в якому бортові частини мають товщину, яка не перевищує 140 мм.
15. Спосіб виготовлення сталевого профілю, який включає наступні стадії: - подача сталевого напівфабрикату, який характеризується композицією за пп. 1-4, - повторне нагрівання напівфабрикату при температурі вище 1000 "С і його гарячу прокатку при температурі чистової прокатки щонайменше 850 "С для одержання гарячекатаного сталевого профілю, 60 - охолодження гарячекатаного сталевого профілю так, щоб зробити мартенситне і/або бейнітне загартування поверхневого шару всього або частини продукту, при цьому незагартовану ділянку катаного продукту зберігають при температурі, достатньо високій для забезпечення можливості стимулювання самовідпускання загартованого поверхневого шару мартенситу і/або бейніту і для перетворення аустеніту на ферит, і карбіди в серцевинній частині профілю під час проведення подальшого охолодження, причому максимальна температура відпущеної поверхні продукту після проведення загартування знаходиться в діапазоні 450-650 "С. Ж «хм я 8 х х фе .Х м У й н х щ є Кк. ж КУ Ж Я жо х т ах. І я Ж ви т ша АК Ба У - Й у КЗ У Бу . ях - с х, : їх, . 7 хх 7 У М | х яко що й сх А Ще Й щ й Кз щ - хх мошИ -к ня х ше З : г яки ся я тя їй. си й ; Ух т шок , ше ке Ж 07 й Є Й я їх ом, ні щ вина на а Щи ж а Ух ви ИН ши НН з хД СИ 7 Ї кА и Ж В 5 дш. зх некя й Й ху З ту Й Й ж Й в. ї Ж Як Й Б.Й ж МКУ щ ЩЕ: КУ є ой І й сх й й . Ше яки люк пу 5 у
Фіг. 1 мн нн нн ан і п м
Фіг. 2
UAA202004252A 2017-12-18 2018-12-12 СТАЛЕВИЙ ПРОФІЛЬ ТОВЩИНОЮ ЩОНАЙМЕНШЕ 100 мм І СПОСІБ ЙОГО ВИГОТОВЛЕННЯ UA124482C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/058055 WO2019122949A1 (en) 2017-12-18 2017-12-18 Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same
PCT/IB2018/059909 WO2019123115A1 (en) 2017-12-18 2018-12-12 Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA124482C2 true UA124482C2 (uk) 2021-09-22

Family

ID=60972268

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202004252A UA124482C2 (uk) 2017-12-18 2018-12-12 СТАЛЕВИЙ ПРОФІЛЬ ТОВЩИНОЮ ЩОНАЙМЕНШЕ 100 мм І СПОСІБ ЙОГО ВИГОТОВЛЕННЯ

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20200340073A1 (uk)
EP (1) EP3728672A1 (uk)
JP (2) JP2021507091A (uk)
KR (1) KR102513656B1 (uk)
CN (1) CN111356780A (uk)
BR (1) BR112020007981B1 (uk)
CA (1) CA3083365C (uk)
MA (1) MA51301A (uk)
MX (1) MX2020006334A (uk)
RU (1) RU2750752C1 (uk)
UA (1) UA124482C2 (uk)
WO (2) WO2019122949A1 (uk)
ZA (1) ZA202002399B (uk)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110681698A (zh) * 2019-09-30 2020-01-14 宝钢特钢韶关有限公司 一种38MnS6L非调质钢轧制工艺
CN110714172A (zh) * 2019-10-15 2020-01-21 石家庄钢铁有限责任公司 一种纵横向冲击韧性良好的大规格建筑用圆钢及生产方法
CN110791708B (zh) * 2019-11-06 2020-10-02 中天钢铁集团有限公司 一种汽车零部件用非调质钢及其生产工艺
CN110938778A (zh) * 2019-12-09 2020-03-31 山东钢铁股份有限公司 一种基于异型坯轧制成型的热轧h型钢及其制备方法
CN111690801B (zh) * 2020-05-25 2021-11-02 中天钢铁集团有限公司 一种获得全贝氏体组织的合金工具钢盘条生产工艺
CN111809110A (zh) * 2020-06-17 2020-10-23 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土处理厚规格700MPa级汽车大梁钢带及其制造方法
CN113403466A (zh) * 2021-05-20 2021-09-17 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种消除钢轨脱碳层组织异常的生产方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2601961B2 (ja) * 1991-11-12 1997-04-23 新日本製鐵株式会社 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法
US5743972A (en) * 1995-08-29 1998-04-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall structural steel and method
JP3433614B2 (ja) * 1995-08-29 2003-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 強度、靱性、溶接性および耐震性に優れた極厚ｈ形鋼およびその製造方法
EP1017862B1 (en) * 1997-07-28 2006-11-29 Exxonmobil Upstream Research Company Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
CN1086743C (zh) * 1998-01-14 2002-06-26 新日本制铁株式会社 具有高抗表面疲劳损伤性和高耐磨性的贝氏体钢钢轨
JPH11323477A (ja) * 1998-05-08 1999-11-26 Kawasaki Steel Corp 高強度・高靱性極厚ｈ形鋼
JP4329583B2 (ja) * 2004-03-17 2009-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐震性に優れた低降伏比ｈ形鋼およびその製造方法
JP3858907B2 (ja) * 2004-03-29 2006-12-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐地震特性に優れた構造用鋼材の製造方法
JP4476846B2 (ja) * 2005-03-03 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼
EP2072630A1 (en) * 2007-12-21 2009-06-24 ArcelorMittal Commercial RPS S.à r.l. Corrosion resistant steel for marine applications
KR101382664B1 (ko) * 2009-11-17 2014-04-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 저온 어닐링용 강선 및 그 제조 방법
CN102011063A (zh) * 2010-10-19 2011-04-13 钢铁研究总院 一种无铁素体大口径厚壁耐热钢管材料
JP5679452B2 (ja) * 2011-08-17 2015-03-04 株式会社神戸製鋼所 成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板
KR101290389B1 (ko) * 2011-09-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 형강 및 그 제조 방법
CN103987866B (zh) * 2011-12-15 2016-11-09 新日铁住金株式会社 高强度极厚h型钢
CN102618784B (zh) * 2012-03-22 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 60公斤级低成本、高韧性钢板及其制造方法
EP2975149B1 (en) * 2013-03-14 2019-05-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation H-shaped steel and process for manufacturing same
CN103255353B (zh) * 2013-05-25 2015-10-07 马钢(集团)控股有限公司 一种屈服强度450MPa级含钒耐候热轧H型钢的轧制工艺
JP6344191B2 (ja) * 2014-10-15 2018-06-20 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
WO2018115925A1 (en) * 2016-12-19 2018-06-28 Arcelormittal Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
ZA202002399B (en) 2021-04-28
WO2019122949A1 (en) 2019-06-27
MA51301A (fr) 2021-03-24
WO2019123115A1 (en) 2019-06-27
MX2020006334A (es) 2020-09-03
KR20200081486A (ko) 2020-07-07
BR112020007981A2 (pt) 2020-10-20
EP3728672A1 (en) 2020-10-28
CA3083365A1 (en) 2019-06-27
JP2021507091A (ja) 2021-02-22
BR112020007981B1 (pt) 2023-11-28
US20200340073A1 (en) 2020-10-29
RU2750752C1 (ru) 2021-07-02
CA3083365C (en) 2022-07-26
JP2022177108A (ja) 2022-11-30
KR102513656B1 (ko) 2023-03-24
CN111356780A (zh) 2020-06-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA124482C2 (uk) СТАЛЕВИЙ ПРОФІЛЬ ТОВЩИНОЮ ЩОНАЙМЕНШЕ 100 мм І СПОСІБ ЙОГО ВИГОТОВЛЕННЯ
KR102269845B1 (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
CN110088326B (zh) 热轧扁钢产品及其生产方法
US10597745B2 (en) High strength steel and manufacturing method
CN107075649B (zh) 延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法
RU2403311C2 (ru) Способ производства высокопрочных стальных плит с великолепной пластичностью и производимые этим способом плиты
AU2007277640B2 (en) Process for producing pearlitic rail excellent in wearing resistance and ductility
CN111315908A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
US11447841B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
JP7311807B2 (ja) 鋼板
US20140044988A1 (en) High-strength steel sheet excellent in workability and manufacturing method thereof
KR20120099505A (ko) 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5761080B2 (ja) 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6344191B2 (ja) 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
CN106133173A (zh) 材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
KR20180099867A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20240000646A (ko) 구멍 확장비가 높은 열간 압연된 강 시트 및 이의 제조 방법
KR20190105048A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2018115925A1 (en) Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same
EP3269836B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP4954507B2 (ja) 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP5381828B2 (ja) 母材の高温強度及び溶接熱影響部の高温延性に優れた耐火鋼材とその製造方法
JP6673320B2 (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
JP4648843B2 (ja) 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP2001040453A (ja) 靭性に優れた高強度パーライト系レールおよびその製造方法