UA44265C2 - Спосіб одержання листа з двофазної сталі - Google Patents

Спосіб одержання листа з двофазної сталі Download PDF

Info

Publication number
UA44265C2
UA44265C2 UA96083162A UA96083162A UA44265C2 UA 44265 C2 UA44265 C2 UA 44265C2 UA 96083162 A UA96083162 A UA 96083162A UA 96083162 A UA96083162 A UA 96083162A UA 44265 C2 UA44265 C2 UA 44265C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel
fact
austenite
sheet
cooling
Prior art date
Application number
UA96083162A
Other languages
English (en)
Russian (ru)
Inventor
Джайон КУ
Рамеш Р. ГЕМРАДЖАНІ
Original Assignee
Ексон Рісерч Енд Енджінірінг Компані
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 Ексон Рісерч Енд Енджінірінг Компані filed Critical Ексон Рісерч Енд Енджінірінг Компані
Publication of UA44265C2 publication Critical patent/UA44265C2/uk

Links

Classifications

    • 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
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies

Landscapes

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

Abstract

Винахід відноситься до машинобудування, а саме – до виробництва листа з високоміцної двофазної сталі, який використується при виробництві труб магістральних трубопроводів. Спосіб одержання листа з двофазної сталі, яка структурно містить феритну, що складається з виділень карбідів або карбонітридів ванадію і ніобію та мартенсит / бейнітну фази, полягає у нагріванні стального зливка до температури, достатньої для розчинення всіх карбонітридів ванадію і ніобію, подальшій прокатці зливка і формуванні його в лист за один або більше проходів при температурі вище температури рекристалізації аустеніту, наступній прокатці листа зі сталі за один або кілька проходів при температурі нижче температури рекристалізації аустеніту, але вище температури виділення вторинного цементиту. Далі проводять охолождення прокатаного листа до температури між температурою виділення вторинного цементиту та 500 град. Цельсія і кінцеве охолодження листа у воді до температури, що дорівнює або менше 400 град. Цельсія. Одержаний після 1-3% деформації лист із сталі має межу плинності 689,4 МПа, високу ударну в'язкість і зварювальність при виробництві з нього труб.

Description

Изобретение относится к производству вьісокопрочной стали, используемой в строительстве и для (изготовления) труб магистральньїх трубопроводов. В частности, изобретение относится к производству стального двухфазного вьісокопрочного листа, содержащего ферритную и мартенсит/бейнитную фазь с по существу однородньми опо толщине листа микроструктурой и механическими свойствами и с превосходньіми ударной вязкостью и свариваемостью. Кроме того, изобретение относится к производству двухфазной вьісокопрочной стали, которая благодаря составу технологична и легко приспособляема к различньїм видам обработки, которье на практике формируют ее микроструктуру.
Двухфазную сталь, содержащую феррит как относительно мягкую и мартенсит-бейнит как относительно прочную фазу, получают отжигом при температурах между температурами точек превращения Агз и Агі и последующим охлаждением до комнатной температурь при скоростях в пределах от скорости охлаждения на воздухе до скорости закалки в воде. Вьібор температурь! отжига зависит от химического состава стали и желаемого соотношения обьемов ферритной и мартенсит/бейнитной фаз.
Состояние производства низкоуглеродистьх и низколегированньїх двухфазньїх сталей хорошо описано и служит предметом интенсивньїх исследований металлургов (см., например: трудьї конференции "РипдатепіаІє ої ЮОца! Рнпазе 5іевів" ("Основьі учения о двухфазньїх сталях"), "Гоппаріє НОГА апа Юпаї
Рпазе бієвів" ("Формуемье вьісокопрочнье низкоуглеродистье и двухфазнье стали"), патенть США 4.067.756 и 5.061.325)3. Однако двухфазнье стали, применяют в оосновном в автомобильной промьішленности, где их вьісокие рабочие прочностнье характеристики обуславливают формообразование прессованием и штамповкой стальньх листов. Следовательно, применение двухфазньїх сталей ограничено листами толщиной менее 10 (обьічно 2-3) мм и текучестью и прочностью соответственно в пределах 344,7 - 413,6МПа (50 - бОкві) и 482,6 - 620,5МПа (70 - 9ОкКві). При зтом в обьеме микроструктурь мартенсит/бейнитная фаза обьічно составляет около 10 - 4095, остальное - мягкая ферритная фаза. К тому же одним из факторов, ограничивающих широкое применение таких сталей, является их вьсокая чувствительность к режимам обработки, часто требующая для достижения желаемьмх свойств точной вьідержки температурьї в узком диапазоне и (соблюдения) иньїх условий. Вьїход за предель! таких довольно узких диапазонов для большинства конструкционньїх сталей приводит к весьма драматичному резкому ухудшению свойств. Йз-за зтой чувствительности такие стали практически нельзя получить с использованием неизменной технологии, и позтому их производство сосредоточено на небольшой группе всемирно известньх сталелитейньх заводов.
Известен способ изготовления пластинь! стали, с вьісокой коррозионной стойкостью, для океанических конструкций в соответствии с пат. Японий 60-177128 (А), кл. МКИ"-, С2108/00, С22С38/42, опубл. 24. 02. 1984г. В соответствии с известньм способом получают пластину стали с хорошей прочностью и свариваемостью путем горячей прокатки заготовки с определенньм содержанием С, 5і, Мп, Р и 5, соответственно, при предварительно определенной температуре или ниже и повторной прокатке, соответственно, при оопределенном совокупном вьптягиваниє в рекристализационной области и нерекристали-зационной температурной области, а затем охлаждении стали с определенной средней скоростью охлаждения.
Пластину стали, в соответствий с известньім способом, изготавливают из заготовки, которая содержит, бо мас. х 0,1290 С, х 0,390 5, 0,5 - 1,695 Мп, х 0,0295 Р, х 0,00495 5, при необходимости, 2 0,1 - 0,595 Си, х
ОБО Мі, 0,1 - 0,595 и х 0,595 Сг и остальное Ре. Зту заготовку нагревают до х 1200"С для образования мелких зерен аустенита до прокатки, а потом подвергают прокатке, при которой совокупное вьітягивание в области рекристаллизации аустенита и нерекристализационной температурной области составляет, соответственно, 2095 та 6095, а конечная температура составляет 700 - 800"С. Стальную пластину после зтого немедленно охлаждают до 600 - 500"С со средней скоростью охлаждения 8 - 25"С/с, а потом дают возможность окончательно остьть.
Однако химический состав стали и термомеханические режимь! прокатки и охлаждения, используемье в известном способе, не могут обеспечить возможность получения стального листа, которьій может бьіть использован для изготовления труб для магистральньїх трубопроводов, поскольку не достигаєется равномерного распределения фаз, в микроструктуре стали при одновременном обеспечений вьсокой прочности и свариваємости.
Задачей изобретения является создание способа получения листа из двухфазной стали, в котором параметрьі прокатки и охлаждения, а также химический состав стали, обеспечивают равномерное распределение фаз в микроструктуре стали, вьісокую прочность и хорошую свариваемость, что даеєт возможность использования ее для изготовления труб для магистральньїхх трубопроводов.
Другой целью изобретения являєтся обеспечениє по существу однообразной по толщине листа микроструктурьї в листах толщиной, по меньшей мере, 10мм. Следующая цель - увеличение обьемной доли бейнит/мартенсита до примерно 7595 и вьше при тонком распределениий составляющих фаз в микроструктуре и тем самьм получение вьісокопрочной двухфазной стали с превосходной ударной вязкостью. Еще одна цель - ополучение вьісокопрочной двухфазной стали с превосходньіми свариваемостью и сопротивлением разупрочнению в зоне теплового воздействия (далее ЗТВ).
Поставленная задача решаєтся тем, что в способ получения листа из двухфазной стали, содержащей ферритную и мартенсит/бейнитную фазьі, согласно изобретению, для получения стали с пределом текучести, по меньшей мере, 689,4МІПа (100К5і) после 1 - 395 деформации осуществляют а) нагрев стального слитка до температурь, достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия, б) прокатку слитка и формование листа за один или более проходов до первого уменьшения обьема при температуре рекристаллизации аустенита, в)прокатку листа за один или более проходов до второго уменьшения обьема при температуре ниже температурь! рекристаллизации аустенита, но вьіше температурь! точки превращения Аз г) последующее охлаждение прокатанного листа до температурь между точкой превращения Аз и примерно 500"С, д) охлаждение в воде окончательно прокатанного листа до температурь х 40070.
Рекомендуется, чтобь! температура нагрева в операции (а) составляет примерно 1150 - 125076.
Целесообразно, чтобьі первоеє уменьшение обьема при прокатке составляло примерно 30 - 70905; второе - примерно 30 - 7095.
Достаточно, чтобьії охлаждение (г) проводить на воздухе.
Предлагаеєтся, чтобьї охлаждение (г) проводить до превращения стали в ферритную фазу на 20 - 6095 по обьему.
Операцию охлаждения (д) можно проводить при скорости, по меньшей мере, 257С)/с.
Возможно, формовать лист в кольцевой материал или трубу для трубопровода.
Кольцевой материал или трубу для трубопровода развальцовьвают на 1 - 395.
Сталь имеет следующий химический состав, в 95 маб.: 0,05-0,12 С 0,01 - 0,50 51 0,40 - 2,0 Мп 0,03-0,12 МЬ 0,05-0,15 М 0,2 -0,8 Мо 0,015 - 0,03 Ті 0,01 -0,03 Аї
Рест х 0,24 остальное Ее.
Целесообразно, чтобьї сумма концентраций ванадия и ниобия составляла г 0,195 по массе.
Концентрация ванадия составляет 2 0,04мас.95, а концентрация ниобия составляеєт » 0,04мас.9бо.
Сталь может содержать 0,3 - 1,095 хрома.
В обьічньїх двухфазньх сталях величиньь обьемов фракций составляющих фаз чувствительнь! к небольшим колебаниям начальной температурь! охлаждения.
Однако согласно изобретению, химический состав стали, и регулирование термомеханических режимов прокатки позволяет получить пригодную в качестве материала для труб магистральньх трубопроводов вьісокопрочную (предел текучести больше 689,4МПа (100кК5і), а после 1 - 395 деформации, по меньшей мере, 827,3МПа (120Кк5ї)) двухфазную сталь с микроструктурой, содержащей в ферритной матрице 40 - 8095 (предпочтительно 50 - 8095) по обьему мартенсит/бейнитной фазь, причем доля бейнита в мартенсит/бейнитной фазе составляєт менее примерно 5095.
В предпочтительном варианте воплощения ферритную матрицу в дальнейшем упрочняют с вьІсокКой плотностью дислокаций (? 10'Єсм/см3У) и диспергированием микроскопических вьіделений, по меньшей мере, одного, а предпочтительно всех карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия и карбида молибдена, т.е. (М.М) (С.М) и Мо2С. Тонкодисперсньсе (диаметром :х 50 ангстрем) частиць! карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена образуются в ферритной фазе при межфазньх реакциях вьіделения, которне протекают в ходе аустенит-ферритного превращения при температуре ниже температурь! точки
Агз. В первую очередь вьшпадают карбидьій ванадия и ниобия (М,МБ)(С,М). Таким образом, регулируя химический состав и термомеханические режимь! прокатки, можно получить двухфазную сталь толщиной, по меньшей мере, около 15мм, предпочтительно, по меньшей мере, около 20мм со сверхвьсокой прочностью.
Прочность стали, зависит от присутствия мартенсит/бейнитной фазьі, увеличение обьема которой приводит к возрастанию прочности. Тем не менее, должен сохраняться баланс между прочностью и вязкостью (пластичностью), которая обеспечиваєтся ферритной фазой. Например, после 295 деформации предел текучести достигается на уровне, по меньшей мере, примерно 689,4МПа (100К5і), если обьемная доля мартенсит/бейнитной фазь! составляєт, по меньшей мере, около 4095, и, по меньшей мере, примерно 827,3МПа (120кК5і), если зта доля составляет около 60905.
Предпочтительную сталь с вьсокой плотностью дислокаций и вьіделениями ванадия и ниобия в ферритной фазе производят путем чистового обжатия прокаткой при температурах вьіше температурь превращения Аз, охлаждая на воздухе до температурьї между температурами точки превращения А;з и 500"С, с последующей закалкой при комнатной температуре. Позтому такой способ противоположен способу получения двухфазньїх сталей для автомобильной промьішленности толщиной 10 или менеє мм с пределом текучести 344,7 - 413,6МПа (50 - бОКкві) и ферритной фазой, которая должна бьіть свободна от вьіделений для обеспечения соответствующих формообразующих свойств. Вьіделения образуются дискретно на подвижной границе между ферритом и аустенитом, однако лишь тогда, когда присутствует соответствующее количество ванадия, или ниобия, или того и другого, а условия прокатки и термообработки тщательно контролируют. Иначе говоря, ванадий и ниобий являются, ключевьми злементами химического состава стали.
На фиг.1 показан график зависимости доли М (в 95 по обьему) образовавшегося феррита (ордината) от начальной температурьй закалки "С (абсцисса) для известньїх сталей (штриховая линия) и для стали согласно изобретению (сплошная линия).
На фиг.2а и 26 показаньії сканированнье злектроннье микрографии двухфазной микроструктурь, полученной способом в режиме А1. На фиг.2а показан участок возле поверхности, а на фиг.2б - в средней (по толщине) части. На зтих фигурах серая площадь - ферритная фаза, а светлая площадь - мартенситная фаза.
На фиг.3 показана злектронная микрография вьделений в ферритной фазе частиц ниобия и карбонитрида ванадия диаметром менеє примерно 50, предпочтительно примерно 10 - 50 ангстрем.
Темньй участок (левая сторона) - мартенситная фаза, а светльій участок (правая сторона) - ферритная фаза.
На фиг.4 показань графики зависимости твердости по Виккерсу в ЗТВ (ордината) для стали,
изготовленной согласно изобретению в режиме А! (сплошная линия), и подобньй график для коммерческой ХІОО стали для труб магистральньхх трубопроводов (штриховая линия). Сталь согласно изобретению показьввает незначительное уменьшение прочности в ЗТВ при подводе теплоть! З кКДж/мм, тогда как для стали ХІОО прочность (с оценкой по Виккерсу) в ЗТВ значительно (примерно на 1595) уменьшается.
Сталь согласно изобретению обладаєт вьсокой прочностью при весьма вьісокой свариваємости и вязкости при низких температурах и содержит (по массе): 0,05 - 0,1295 С, предпочтительно 0,06 - 0,12; более предпочтительно 0,08 - 0,11; 0,01 - 0,5095 51 0,40 - 2,095 Ми, предпочтительно 1,2 - 2,0, более предпочтительно 1,7 - 2,0; 0,03 - 01295 МО, предпочтительно 0,05 - 0,1; 0,05-0,1595 М; 0,2 - 0,895 Мо; 0,3 - 1,095 Ст, предпочтительно для использования в среде водорода; 0,015 - 0,0395 Ті 0,01 - 0,0395 АЇ
Рем «х 0,24 остальное - Ре и случайнье примеси, где Рем - показатель трещинообразования для низколегированной стали.
Сумма массовьїх долей ванадия и ниобия составляєт 2 0,195, но более предпочтительно содержание концентрации ванадия 2 0,04 мас.б5ю, а концентрации ниобия 2 0,04 мас.95. Концентрацию хорошо известньїх загрязняющих примесей М, Р, 5 минимизируют, даже если некоторое количество М, как обьяснено ниже, желательно для получения зерен, подавляющих рост частиц нитрида титана.
Предпочтительньі концентрации М около 0,001 - 0,0195, 5 не более 0,0195 и Р не более 0,0195 по массе.
Сталь такого химического состава (практически) свободна от бора, ибо его не добавляют, а его концентрация составляєт х Бмлн! (Бррт), предпочтительно «тІмлн! (1ррт). В общем случає способ получения материала согласно изобретению предусматриваєт: обьчное формование слитка вьшеприведенного состава; нагрев слитка до температурь! предпочтительно в пределах 1150 - 125070, достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия и, следовательно, для перевода в раствор по существу всего ниобия, ванадия и молибдена; горячую прокатку слитка (первое утонение) за один или более проходов с обжатием примерно на 30 - 7095 на первом температурном уровне, когда рекристаллизуется аустенит; горячую прокатку обжатого слитка за один или более проходов (второе 30 - 7095 утонение) при несколько более низком температурном уровне, когда аустенит не рекристаллизуется, но при температуре вьише температурьї точки превращения А,з; охлаждение на воздухе до температурьи на уровне между температурой точки Аз и примерно 500"С, когда 20 - 6095 аустенита превращаєтся в феррит; охлаждение в воде при скорости, по меньшей мере, 25"7С/с, предпочтительно, по меньшей мере около 35"С/с (упрочнение слитка) до температурьї не вьіше 400"С, когда исключеньї дальнейшиеє превращения; и, при желаний охлаждение на воздухе до комнатной температурь с ополучением стального катаного вьсокопрочного листа для труб магистральньх трубопроводов. В итоге зерна приобретают почти одинаковье размерь « 10 мкм, предпочтительно « 5 мкм.
Вьісокопрочнье стали должньй иметь многообразнье свойства, что обеспечивают комбинированием злементного состава сплава и механической обработкой. Роль легирующих злементов в сплаве и предпочтительньсе предельі их концентраций согласно изобретению описань! ниже.
Углерод обеспечиваєет матричное упрочнениє всех сталей и сварньїх швов при любой микроструктуре, и зто упрочнение обусловлено вьіделением достаточно мелких и многочисленньїх частиц МОС и МО. Кроме того, вніделение МОСС при горячей прокатке способствует замедлению рекристаллизациий и подавлению роста зерен с получением измельченного зерна аустенита. Зто приводит к повьиішению и прочности, и вязкости при пониженньїх температурах. Углерод также улучшаєт способность к затвердеванию, т.е. к образованию твердьїх и прочньїх микроструктур при охлаждениий стали. Если содержание углерода меньше 0,0195, то такие зффекть! упрочнения не наблюдаются. Если же содержание углерода превьішает 0,1290, то сталь будет хладноломкой в месте сварки, а ее вязкость понизится как в стальном листе, таки в ЗТВ сварного шва.
Марганец упрочняєт матрицу в сталях и сварньх швах, а также усиливает способность к затвердеванию. Для достижения необходимой вьісокой прочности минимальное количество Мп должно составлять 0,495. Подобно углероду избьток Мп вредно влияет на вязкость листов и сварньїх швов и вьізьї'ваєт хладноломкость сварньїх соединений (в полевьх условиях); позтому его количество ограничивают 2,095. Зто ограничение необходимо и для предотвращения заметной осевой сегрегации в сталях при непрерьівном литье труб магистральньх трубопроводов, способствующей трещинообразованию из-за наводораживания (ТОВ).
Кремний всегда добавляют в сталь в количестве, по меньшей мере, 0,0195 для раскисления. Большееєе количество 5і вредно влияет в ЗТВ на вязкость, которая уменьшается до неприемлемого уровня при более 0,590 І.
Ниобий способствует улучшению зернистости микростуктурь прокатной стали, что улучшаєт и прочность, и вязкость. Вьіделение карбида ниобия при горячей прокатке замедляет рекристаллизацию и подавляєт рост зерен, что обеспечивает мелкозернистость аустенита. Зто даєт дополнительное упрочнение при отжиге с образованием вьіделений МЬС. Однако избьток ниобия вредит свариваеєемости и вязкости в ЗТВ, позтому его максимум-0,1295.
Титан зффективен при добавлений в небольшом количестве для образования мелких частиц ТІМ, которне уменьшают размерь! зерна, как в катаной структуре, так и в ЗТВ, тем самьм, улучшая вязкость.
Титан добавляют в таком количестве, чтобь! отношение ТІ/М бьіло в пределах 2,0 - 3,4. Избьток титана из-
за образования крупньїх частиц ТіМ или ТІС будет ухудшать вязкость стали и сварньїх швов. Содержание Ті «0,00295 не может обеспечить достаточную мелкозернистость, а »0,0495 вьізь'вает ухдшение вязкости.
Алюминий добавляют для раскисления. Для зтого требуется, по меньшей мере, 0,00295 АЇїЇ. Если содержание алюминия слишком велико (20,0595), возникает тенденция к образованию включений типа
АІ2О3, которне ухудшают вязкость, стали в матрице и в ЗТВ. Ванадий добавляют для повьішения прочности вследствие образования в стали мелких частиц МС при отжиге, а в ЗТВ - при охлаждений после сварки. В растворе ванадий служит сильнодействующим средством, способствующим затвердеванию стали. Позтому он будет зффективно сохранять прочность вьісокопрочной стали в ЗТВ. Максимум ванадия составляет 0,1595, а его избьіток будет вьізьівать хладноломкость в зоне сварки (в полевьїх условиях) и ухудшать вязкость стали как таковой и в ЗТВ. Кроме того, он сильно упрочняет звтектоидньій феррит из-за межфазного вьіделения частиц карбонитрида ванадия диаметром «50, предпочтительно 10 - 50 ангстрем.
Молибден способствует увеличению твердости стали при закалке, так как образуется прочная микроструктурная матрица; он также обеспечивает упрочнениеє вследствиє вьіделения при повторном нагреве частиц МогС и МЬМО. Избьток Мо вьіїзьіваєт хладноломкость в зонах сварки (в полевьх условиях) и ухудшает вязкость стали, как таковой и в ЗТВ, позтому его максимум составляеєт 0,895. Хром также способствует увеличению твердости стали при закалке. Он улучшает сопротивление коррозии и стойкость к растрескиванию при наводороживании. В частности, предпочтительно предотвращать проникновение водорода путем образования на поверхности стали пленки, обогащенной САгОз. Как и для молибдена, избьтток Ст обуславливаєт хладноломкость в зонах сварки (в полевьїх условиях) и ухудшаєт вязкость стали как таковой и в ЗТВ, позтому его максимум устанавливают на уровне 1,090.
Азот проникаєт в сталь при ее производстве и остается в ней. Небольшое количество азота полезно для образования мелких частиц ТІМ, которье предотвращают рост зерен при горячей прокатке и зтим повьишают мелкозернистость катаной стали как таковой и в ЗТВ. Требуется, по меньшей мере, 0,001905 М для обеспечения необходимого обьема фракции ТіМ. Однако, слишком большое количество азота ухудшаєт вязкость стали в ЗТВ, позтому его максимум - 0,0195.
Термомеханическая обработка преследуеєт две цели: получение мелкого однородного зерна аустенита и обеспечение вьісокой плотности дислокаций и зон сдвига в двух фазах. Первую цель достигают тяжелой прокаткой при температурах вьіше и ниже температурь рекристаллизации аустенита, но всегда вьіше температурь! точки Аз. Прокатка при температуре вьшше температурь! рекристаллизации непрерьвно измельчает зерна аустенита, а прокатка ниже зтой температурь! виіравниваєт размерь зерен аустенита.
Позтому охлаждение ниже температурь! Аз, когда аустенит начинаеєт превращаться в феррит, приводит к образованию тонкоизмельченной смеси аустенита и феррита, а при бьстром охлаждений ниже температурь! Агі - к тонко разделенной смеси феррита и мартенсит/бейнита. Вторая цель достигается третьим обжатием вьіровненньх зерен аустенита при прокатке при температурах между Ап и Аз, когда от 20906 до 6095 аустенита превращаєтся в феррит. Термомеханические процессь! согласно изобретению важнь! для обеспечения желаемого распределения составляющих фаз.
Температура, определяющая границу между уровнями, когда аустенит рекристаллизируется и не рекристаллизируеєется, зависит от температурь нагрева перед опрокаткой, концентрации углерода, концентрации ниобия и от величиньі! обжатия при прокатке. Зту температуру можно легко определить для каждого состава стали или зкспериментально, или математическим моделированием.
Трубьї для трубопроводов формуют из листа известньм и ООБ-способом. О-образно изгибая лист, затем формуя О-образную заготовку и развальцовьявая ее на 1 - 395. Формование и развальцовка с сопутствующей обработкой по повьиішению твердости обеспечивают очень вьісокую прочность трубні.
Следующие примерь! иллюстрируют описанное изобретение. 226,8кг (500 фунтов) полученного за одну плавку сплава с химическим составом согласно табл. 1 расплавили в вакуумной индукционной печи, разлили в слитки, отковали слябьї толщиной 101 ,бмм (4 дюйма), вьідерживали их при 1240"С в течение 2-х часов и подвергли горячей прокатке с соблюдением режимов согласно таблице 2.
Таблица 1
Химический состав (в 95 по массе) (Ф; Мп Бі Мо Сг М 0,090 1,84 ол2 0,40 0,61 0,083
М ті А! З Р М млн" (ррт) Рест 0,081 0,023 0,025 0,004 0,005 40 0,24
Сплав и термомеханический процесс разработаньї для получения следующих соотношений сильньх карбидообразующих добавок, в частности ниобия и ванадия: - примерно одна треть зтих соединений вьделяеєтся в аустените до закалки; зти вьіделения препятствуют рекристаллизации, способствуя сжатию зерен аустенита, в результате чего он до превращения становится мелкозернистьм; - примерно одна треть зтих соединений вьіделяєтся в процессе превращения аустенита в феррит, проходя через межкристаллическую и субкристаллическую области; зти вьделения способствуют упрочнению ферритной фазь!; - примерно одна треть зтих соединений удерживаеєтся в твердом растворе для вьіделения в ЗТВ, чем устраняется обьічное разупрочнение, наблюдаємое у других сталей. Термомеханический процесс прокатки квадратного (100мм х 100мм) кованого сляба показан ниже (см. табл. 2):
Таблица 2
Начальная толщинатїООмм
Температура нагрева: 124070
Время нагрева: 2 часа тен ни ВВЕСТИ ВОЛО Є
Остановка (поворот обрабатьваемого изделия на ребро) (7) 11117611 1111111111111111321117 11111111 8521
Остановка (поворот обрабатьваємого изделия на ребро) (7) (3 Время остановки зависит от скорости охлаждения на воздухе, обьічно примерно 1"С/с.
Для определения количества феррита и других продуктов превращения аустенита бьіла проведена закалка после нагрева до разньїх конечньїх температур (см. табл. 3).
Таблица З
Параметрь! чистовой прокатки и охлаждения
Обозначение Температура | Толщинапо-| Температура Фо Фо
Режима валков при сле чистовой начала за- феррита мартенсита чистовой прокатки, мм калки, "С прокатке, "С х Окружающий воздух охлаждали до зтих температур после чистовой прокатки. Общий обьем ферритной фазьі включаєет и прозвтектоидную ("остаточньйй феррит"), и звтектоидную ("превращенньй феррит") фракции феррита.
Количественнье металлографические анализьь проводили для прослеживания зависимости количества превращенного аустенита от температурьї закалки после чистовой прокатки; зти даннье показань в виде графика на фиг.1 и обобщеньї в табл.3.
Скорость закалюки при температуре чистовой прокатки должна бьть порядка 20 - 100"С/с, более предпочтительно 30 - 40"С/с, чтобьї получить желаемую двухфазную микроструктуру в толстьїх листах толщиной более 20мм.
Как видно из фиг.1, при снижениий начальной температурь! закалки от 660"С до 560"С превращение аустенита происходит в пределах 35 - 5095. Если начальную температуру закалки не понижать, то сталь не претерпеваєт каких-либо дополнительньїх превращений; при зтом количество (аустенита) остается около
БО.
Если стали с вьсокой обьемной долей вторичной или мартенсит/бейнитной фазь обьічно характеризуются низкой пластичностью и ударной вязкостью, то стали согласно изобретению превосходно сохраняют достаточную пластичность, что обеспечивает формообразованиє и развальцовку в ШОБ- процессе. Пластичность сохраняют путем поддержания зффективньїх размеров частиц в микроструктуре, например, в пакетном мартенсите в целом - ниже 10мкм, а для отдельньїх частиц - меньше 1мкм. На микрографии со сканирующего злектронного микроскопа (СЗМ) на фиг.2 показана двухфазная микроструктура, включающая феррит и мартенсит, полученнье по режиму А1. Наблюдалось удивительное однообразие микроструктурь! по толщине листа во всех двухфазньх сталях.
На фиг.3 приведена озлектронная микрография, показьвающая тонкодисперснье межфазнье вьіделения в ферритной области стали, полученной по режиму А7. Звтектоидньй феррит обьічно наблюдаєм вблизи границь! во второй фазе и равномерно распределен в образце, а обьем его фракции возрастает с понижением температурьй закалки стали. Основой изобретения служит открьтие, что аустенитная фаза проявляеєт удивительную стойкость к дальнейшим превращениям после примерно 5095 превращения. Зто происходит в результате комбинации механизмов стабилизации и зффектов старения аустенита. (А) Стабилизация аустенита: Имеется, по меньшей мере, три механизма стабилизации аустенита в сталях согласно изобретению, которне позволяют обьяснить прекращение его дальнейшего превращения в ферритную фазу. (1) Термическая стабилизация. Большая движущая сила вьіделения углерода из превращенного феррита в не превращенньій аустенит при его превращений приводит к нескольким зффектам, обьічно назьшваемьм термической стабилизацией. Зтот механизм может привести к некоторому общему обогащению аустенита углеродом; более конкретно: пиковая концентрация углерода укрепляет границу аустенит/феррит, локально препятствуя дальнейшему превращению. Более того, углерод также может ускоренно вьіделяться в дислокации на фронте превращения, тормозя его и прекращая превращение. (2) Пик концентрации. Углерод и другие такие сильнье стабилизаторь! аустенита, как Мп, при превращений переходят в остаточньйй аустенит. Однако из-за медленной диффузии и недостатка времени существенная гомогенизация зтого вьіделения не происходит, что приводит к местньім пикам концентрации углерода и магния на фронте превращения аустенита. Зто локально повьішает способность стали к затвердеванию, приводя к стабилизации. Общее уменьшение обьема превращения способствует зтому процессу, исключая возможность гомогенизации. (3) Химическая стабилизация. Благодаря заметному количеству Мп в стали и присутствию связанного
МИ, зоньї остаточного аустенита оказьіваются также зонами повьішенного содержания Мі), что повьішаєт их способность к затвердеванию значительно больше, чем во всем обьеме сплава. При применяемьх скоростях охлаждения и термомеханической обработке зто может приводить к стабилизации превращения аустенита в феррит. (Б) Старение аустенита. Зтот фактор считается главньм для сталей согласно изобретению. Если фаза аустенита содержит много МО и М, находящихся в сверхнасьщенном твердом растворе, как в случає сталей согласно изобретению, и если температура превращения аустенита достаточно низка, то избьток МО и М может приводить к явлению вьіделения или предвьіделения мелкого зерна. Предвьіделениє может включать дислокационнье атмосферь! как в аустените в целом, таки, в частности, при превращениий, что может остановить его фронт и стабилизировать аустенит от дальнейшего превращения.
В таблице 4 приведеньї! результать! испьіитаний сплавов, полученньїх по режимам АЇ, А2, и АЗ, на растяжение в нормальной среде.
Таблица 4
Обозначение | 95 феррта/ 95 | Ориентация Предел Предел Предел Уо общего режима мартенсита образцов |прочности на| текучести текучести удлинения (1) разрьв МПа | после 0,295 после 290 (ке) (2) деформации | деформации
МРа (кві Мега (кзі
Аг 35/65 Продолная 978,9(142) 592,9(86) 910(132) 20
Поперечная 972,05(141) 6б27,35(91) 910(132) 15
АЗ 50/50 Продольная 965,16(140) 592,9(86) 903,1(191) 20
Поперечная 937,6(136) 579,1(84) 896(130) 16 (1) Включая небольшое количество бейнита и остаточного аустенита (2) Технические требования Е8 по А5ТМ (Американское общество по испьттаниям материалов)
Предел текучести после 2956 удлинения при формованийи трубьі будет соответствовать минимально желаемой прочности, равной, по меньшей мере, 689,4МПа (100кК5ії), предпочтительно, по меньшей мере, 896,2МІПа (130К5ї) благодаря превосходньм показателям затвердевания образцов с такими микроструктурами.
В таблице 5 приведеньі показатели ударной вязкости образцов с М-образньм надрезом по Шарпи (технич. условия Е-23 АБТМ) при -40"С, полученнье на продольньх (І-Т) и поперечньх (Т) образцах из сплавов, обработанньїх согласно режимам А и Аг.
Таблица 5 поперечная 50
А2 продольная 148 поперечная 50
Показатели из табл.5 свидетельствуют о превосходной пластичности сталей согласно изобретению.
Ключевьм аспектом настоящего изобретения является вьсокая прочность стали при хорошей свариваемости, а также исключительное сопротивление разупрочнению в ЗТВ. Для исследования хладноломкости и разупрочнения в ЗТВ бьли проведень! лабораторнье испьттания одиночньїх сварньх швов. На фиг.4 приведен график для стали, согласно изобретению. Зтот график показьіваєт, что в отличие от известньїх сталей, например, коммерческой стали ХІОО для трубопроводов, двухфазная сталь согласно изобретению не имеет заметного (поддающегося измерению) разупрочнения в ЗТВ. В противоположность зтому коммерческая сталь ХІ0О характеризуєется 1595 разупрочнением (в ЗТВ) по сравнению с основньі!м металлом. Для стали, согласно изобретению металл в ЗТВ сохраняєт, по меньшей мере, 9596 прочности основного металла. Зти даннье о прочности получень! для теплонапряженности при сварке на уровне 1 - 5 КДж/мм.
й 2 оно я рин щ ' - -- 1 :ІЗВестнів стали до ' - У- - - - сталь согласцо / гзобретеншо
Фо / ' то / во / / ----- 56 й зо / / м / ' / 20 и -
І / о 0
БА
0- --- рН вао вв бро Зо фо до бю
ФИГ.1
Ффиг. 2а » дивани пороки с сте сен ет ДИ В : Не ка Вк о ре ЯТІ сві дтий з и ворот я рн піз ши МИТИ. Шк льно нт сок кас не жін В і я (З поки о вне кі Її тя я Я вва ато Он Ж са ик шия ня: атня р м - акотти т Бад
З ко КОТЕЖ Ж без Я - я
Веиче Я ін ШІ с: в т МИ й поли ки в Волт 7 7 Дон ВІ ій фе
Не и те се
ЯК вічну , їй Кал, Ц ' пд ан ай
Сас овен Ре в - тій ее пе ВН ще ши миня й дж "яні зупопиникни пли ос у я й сей г би Щи Заяві «Й В с нання неленнивне гу; Ще поган "ще гри се сс)
Ся шая Мох Ед Пане сфями і Кі С оньннян 7 коня їй ру х о Е в пом х ке ел що де доли и
Мі Кв а - овотви ч диня я « кв ШИ
ЕН Яи ни нти г ян зо тт й ДН о бони, КИЙ
Я НН рр, «МИ х. ї ж я Я днк -і т ск ще ти о Пи. ї ПЕВ й пк ан ви, ряже
ПО т ен і гі мій с що ах день, Я
ПА Що жна ке
Олеже ол а ї й іс Я те - . ч те ; ще 4. й п ней «а жі к ак -
ЮШит ОО ЗИ ЕИОе
Фиг. 26 на 6, "7, ні я ; . и Ж Й и бат) 00000000 М а -й
Мо нн У ї 5, ля, ін: ь б. .
ДНЯ Б й . Кв 0 ИН яю п а нос. ай - ль . т. щі
Мов и Кв, я і
МО Й зв днк ех "
По оо ооо - В й я Сай й ДР о з ж зок хе яй
МО я , ре й - В
У в. й й а
У: нин, ях є Д( чи у
С ь -о
Ух ех мете 00 й м 55555555 Р 0, я й ч-е ее ССС. щЕ т й ше
ІШОпе ШО
Фиг. З 400 : ї
І І за ' " 0 зво !
І І
340 ' .
І І
320 і
Ї ою З00 | ї й с а т-во І ї ! І с
Ге, - - . ' кі 280 т « . п и чи ши . І и ч - . є ж и " ч . ві їн и ч ч 245 | дна я . - .
І І
220 й '
І
200
Овновной »---4Зона теплового ш-- МетВлл "металл воздействия сварного шва о ФИГ,4

Claims (12)

1. Способ получения листа из двухфазной стали, содержащей ферритную и мартенсит/бейнитную фазь, отличающийся тем, что для получения стали с пределом текучести по меньшей мере 689,4 МПа после 1-395 деформации осуществляют а) нагрев стального слитка до температурь), достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия, б) прокатку слитка и формование листа за один или более проходов до первого уменьшения обьема при температуре рекристаллизации аустенита, в) прокатку листа за один или более проходов до второго уменьшения обьема при температуре ниже температурь! рекристаллизации аустенита, но вьіше температурь! точки превращения Аз, г) последующее охлаждение прокатанного листа до температурь между точкой превращения Агз и примерно 500"С, д) охлаждение в воде окончательно прокатанного листа до температурь З 40026.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что температура нагрева в операции (а) составляет примерно 1150 -1250 76.
3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что первое уменьшение обьема при прокатке составляет примерно (30 -1090; второе - примерно 30 -7095.
4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что охлаждение (г) проводят на воздухе.
5. Способ по п. 1, отличающийся тем, что охлаждение (г) проводят до превращения стали в ферритную фазу на - 6095 по обьему.
6. Способ по п. 1, отличающийся тем, что операцию охлаждения (д) проводят при скорости по меньшей мере "Сів.
7. Способ по п. 1, отличающийся тем, что лист формуют в кольцевой материал или трубу для трубопровода.
8. Способ по п. 7, отличающийся тем, что кольцевой материал или трубу для трубопровода развальцовьввают на 1-36.
9. Способ по п. 1, отличающийся тем, что сталь в 9о мас. имеет следующий химический состав: 0,05 -012 (Ф; 0,01 - 0,50 Бі 0,40 -2,0 Мп 0,03 -012 М 0,05 -015 М 02 -08 Мо 0,015 - 0,03 ті 0,01 -0,03 АЇ Рст 2 0,24 остальное Ее
10. Способ по п. 9, отличающийся тем, что сумма концентраций ванадия и ниобия составляет 2 0,195 по массе.
11. Способ по п. 10, отличающийся тем, что концентрация ванадия составляєт г 0,04 95 мас., а концентрация ниобия составляет » 0,04 мас.9б5.
12. Способ по п. 9, отличающийся тем, что сталь содержит 0,3 -1,0905 хрома.
UA96083162A 1994-12-06 1995-01-12 Спосіб одержання листа з двофазної сталі UA44265C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US08/349,856 US5531842A (en) 1994-12-06 1994-12-06 Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219)
PCT/US1995/015725 WO1996017965A1 (en) 1994-12-06 1995-12-01 Method of making dual phase steel plate

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA44265C2 true UA44265C2 (uk) 2002-02-15

Family

ID=23374255

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UA96083162A UA44265C2 (uk) 1994-12-06 1995-01-12 Спосіб одержання листа з двофазної сталі

Country Status (11)

Country Link
US (1) US5531842A (uk)
EP (1) EP0742841B1 (uk)
JP (1) JP3990725B2 (uk)
CN (1) CN1060814C (uk)
BR (1) BR9506729A (uk)
CA (1) CA2182813C (uk)
DE (1) DE69522315T2 (uk)
MX (1) MX9603234A (uk)
RU (1) RU2147040C1 (uk)
UA (1) UA44265C2 (uk)
WO (1) WO1996017965A1 (uk)

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5900075A (en) * 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
DE19639062A1 (de) * 1996-09-16 1998-03-26 Mannesmann Ag Modellgestütztes Verfahren zur kontrollierten Kühlung von Warmband oder Grobblech in einem rechnergeführten Walz- und Kühlprozeß
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
TW444109B (en) 1997-06-20 2001-07-01 Exxon Production Research Co LNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles
DZ2528A1 (fr) * 1997-06-20 2003-02-01 Exxon Production Research Co Conteneur pour le stockage de gaz natural liquéfiesous pression navire et procédé pour le transport de gaz natural liquéfié sous pression et système de traitement de gaz natural pour produire du gaz naturel liquéfié sous pression.
TW396254B (en) 1997-06-20 2000-07-01 Exxon Production Research Co Pipeline distribution network systems for transportation of liquefied natural gas
TW359736B (en) * 1997-06-20 1999-06-01 Exxon Production Research Co Systems for vehicular, land-based distribution of liquefied natural gas
KR100375085B1 (ko) * 1997-07-28 2003-03-07 닛폰 스틸 가부시키가이샤 인성이 우수하고 본질적으로 붕소를 함유하지 않는초고강도 용접성 강
CA2295582C (en) * 1997-07-28 2007-11-20 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
WO1999005336A1 (en) * 1997-07-28 1999-02-04 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
UA61966C2 (en) * 1997-07-28 2003-12-15 Exxonmobil Upstream Res Co A method for producing an ultra-high strength welding steel with upper density
TW454040B (en) 1997-12-19 2001-09-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
DZ2531A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-08 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier double phase cette tôle et procédé pour renforcer la résistance à la propagation des fissures.
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
TW436597B (en) * 1997-12-19 2001-05-28 Exxon Production Research Co Process components, containers, and pipes suitable for containign and transporting cryogenic temperature fluids
NL1016042C2 (nl) * 2000-08-29 2001-07-24 Corus Technology B V Warmgewalste stalen band, werkwijze voor het vervaardigen ervan, en een daarmee vervaardigde wielschijf.
JP4085583B2 (ja) 2001-02-27 2008-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
JP2005525509A (ja) 2001-11-27 2005-08-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 天然ガス車両のためのｃｎｇ貯蔵及び送出システム
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
US20050106411A1 (en) 2002-02-07 2005-05-19 Jfe Steel Corporation High strength steel plate and method for production thereof
JP3869747B2 (ja) * 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
DE102006054300A1 (de) * 2006-11-14 2008-05-15 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Dualphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
US20090301613A1 (en) 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
JP2009235460A (ja) * 2008-03-26 2009-10-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐震性能及び溶接熱影響部の低温靭性に優れた高強度ｕｏｅ鋼管
FI20095528A (fi) * 2009-05-11 2010-11-12 Rautaruukki Oyj Menetelmä kuumavalssatun nauhaterästuotteen valmistamiseksi sekä kuumavalssattu nauhaterästuote
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
JP5310963B2 (ja) * 2011-07-29 2013-10-09 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP5608280B1 (ja) * 2013-10-21 2014-10-15 大同工業株式会社 チェーン用軸受部、その製造方法、及びそれを用いたチェーン
WO2023135550A1 (en) 2022-01-13 2023-07-20 Tata Steel Limited Cold rolled low carbon microalloyed steel and method of manufacturing thereof
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

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3860456A (en) * 1973-05-31 1975-01-14 United States Steel Corp Hot-rolled high-strength low-alloy steel and process for producing same
US4273838A (en) * 1976-03-08 1981-06-16 Combustion Engineering, Inc. Weld metal resistant to neutron-bombardment embrittlement
JPS609086B2 (ja) * 1981-02-14 1985-03-07 川崎製鉄株式会社 高靭性高張力鋼の製造法
JPS57152421A (en) * 1981-03-17 1982-09-20 Kawasaki Steel Corp Production of high-tensile hot-rolled steel plate having composite structure of ferrite and martensite
JPS5834131A (ja) * 1981-08-25 1983-02-28 Kawasaki Steel Corp 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法
JPS59100214A (ja) * 1982-11-29 1984-06-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> 厚肉高張力鋼の製造方法
JPS60177128A (ja) * 1984-02-24 1985-09-11 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐腐食疲労特性の優れた海洋構造物用５０キロ級鋼の製造法
JP3035040B2 (ja) * 1991-11-01 2000-04-17 株式会社神戸製鋼所 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
CN1060814C (zh) 2001-01-17
DE69522315T2 (de) 2002-05-16
EP0742841B1 (en) 2001-08-22
MX9603234A (es) 1997-04-30
WO1996017965A1 (en) 1996-06-13
DE69522315D1 (de) 2001-09-27
RU2147040C1 (ru) 2000-03-27
BR9506729A (pt) 1997-09-23
EP0742841A4 (en) 1998-03-04
US5531842A (en) 1996-07-02
CN1143393A (zh) 1997-02-19
CA2182813A1 (en) 1996-06-13
CA2182813C (en) 2002-11-12
EP0742841A1 (en) 1996-11-20
JP3990725B2 (ja) 2007-10-17
JPH09509224A (ja) 1997-09-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA44265C2 (uk) Спосіб одержання листа з двофазної сталі
EP2434027B1 (en) Steel material for high heat input welding
EP2295615B1 (en) High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and ductile-fracture-stopping performance and process for producing the same
US11220721B2 (en) Hot rolled flat steel product consisting of a complex-phase steel with a largely bainitic microstructure and method for manufacturing such a flat steel product
EP1736562A1 (en) Thick high strength steel plate having excellent low temperature toughness in welding heat affected zone caused by high heat input welding
TWI696709B (zh) 具有高最小降伏強度之高強度鋼及製造該鋼之方法
CN108342655B (zh) 一种调质型抗酸管线钢及其制造方法
EP0940477A1 (en) Wide-flange beams made from a steel with high toughness and yield strength, and process for manufacturing these products
WO2011065479A1 (ja) 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
UA57797C2 (uk) Низьколегована, боровмісна сталь
JP2007070661A (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2011148754A1 (ja) 厚鋼板の製造方法
RU2549023C1 (ru) Способ производства толстолистового проката классов прочности к65, х80, l555 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов
RU2768842C1 (ru) Высокопрочный толстый стальной лист для трубопровода, имеющий превосходную низкотемпературную ударную вязкость и пластичность, а также низкое отношение предела текучести к пределу прочности, и способ его получения
JP2007070648A (ja) 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US4826543A (en) Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking
WO2013088715A1 (ja) 大入熱溶接用鋼材
JP2012052224A (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材
WO2017150665A1 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP4276576B2 (ja) 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
KR20160078714A (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법
KR20190111920A (ko) 압연 h형강 및 그 제조 방법
JP6237681B2 (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板
JP7265008B2 (ja) 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法
JP2017186594A (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法