UA57798C2 - Низьколегована сталь - Google Patents
Низьколегована сталь Download PDFInfo
- Publication number
- UA57798C2 UA57798C2 UA2000021128A UA00021128A UA57798C2 UA 57798 C2 UA57798 C2 UA 57798C2 UA 2000021128 A UA2000021128 A UA 2000021128A UA 00021128 A UA00021128 A UA 00021128A UA 57798 C2 UA57798 C2 UA 57798C2
- Authority
- UA
- Ukraine
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- fine
- strength
- steel according
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 232
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 232
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 64
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 60
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 52
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 47
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 47
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 47
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 41
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 35
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 29
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 29
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 29
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 16
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 claims abstract description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 28
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 11
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 7
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 abstract description 50
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 abstract description 48
- 238000001816 cooling Methods 0.000 abstract description 39
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 abstract description 30
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 20
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 15
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 10
- 239000011575 calcium Substances 0.000 abstract description 9
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 7
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 4
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 abstract description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 238000009863 impact test Methods 0.000 abstract 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 abstract 1
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 50
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 50
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 33
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 28
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 23
- 238000000034 method Methods 0.000 description 21
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 19
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 15
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 15
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 14
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 14
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 14
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 13
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 12
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 11
- 230000008569 process Effects 0.000 description 11
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 11
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 10
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 10
- 239000000047 product Substances 0.000 description 10
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 10
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 10
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 10
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 10
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 9
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 8
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 7
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 6
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 5
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 5
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 5
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910000712 Boron steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 4
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 4
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 4
- 229940091250 magnesium supplement Drugs 0.000 description 4
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 3
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 3
- -1 iron carbides Chemical class 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 3
- QIJNJJZPYXGIQM-UHFFFAOYSA-N 1lambda4,2lambda4-dimolybdacyclopropa-1,2,3-triene Chemical compound [Mo]=C=[Mo] QIJNJJZPYXGIQM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910039444 MoC Inorganic materials 0.000 description 2
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 2
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 2
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 2
- 238000000746 purification Methods 0.000 description 2
- 239000013049 sediment Substances 0.000 description 2
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 2
- CADICXFYUNYKGD-UHFFFAOYSA-N sulfanylidenemanganese Chemical compound [Mn]=S CADICXFYUNYKGD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000003760 tallow Substances 0.000 description 2
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 description 1
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101100478237 Caenorhabditis elegans ost-1 gene Proteins 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 241000282320 Panthera leo Species 0.000 description 1
- 208000017787 Paraneoplastic neurologic syndrome Diseases 0.000 description 1
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 241000256856 Vespidae Species 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- NUEWEVRJMWXXFB-UHFFFAOYSA-N chromium(iii) boride Chemical compound [Cr]=[B] NUEWEVRJMWXXFB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008645 cold stress Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002939 deleterious effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- ZWHFRFBMLZSTRV-UHFFFAOYSA-N dicalcium oxygen(2-) sulfide Chemical compound [S-2].[Ca+2].[O-2].[Ca+2] ZWHFRFBMLZSTRV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- JAGQSESDQXCFCH-UHFFFAOYSA-N methane;molybdenum Chemical compound C.[Mo].[Mo] JAGQSESDQXCFCH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012821 model calculation Methods 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 238000005382 thermal cycling Methods 0.000 description 1
- 125000000101 thioether group Chemical group 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 238000002834 transmittance Methods 0.000 description 1
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Надміцну сталь, що практично не містить бору, має міцність на розрив щонайменше приблизно 900 МПа, ударну в'язкість, виміряну у випробуванні зразків з V – подібним надрізом по Шарпі при -40° С щонайменше приблизно 120 Дж і мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит або їх суміші, перетворену з практично нерекристалізованих зерен аустеніту, причому ця сталь містить залізо і певні масові проценти добавок: вуглецю, кремнію, марганцю, міді, нікелю, ніобію, ванадію, молібдену, хрому, титану, алюмінію, кальцію, рідкісноземельних металів і магнію, отримують нагріванням стальної заготовки до відповідної температури; зменшують товщину заготовки, отримуючи лист, за один або декілька проходів на гарячих вальцях (10) в першому інтервалі температур, в якому рекристалізується аустеніт; додатково зменшують товщину вказаного листа, за один або декілька проходів на гарячих вальцях (10) у другому інтервалі температур, нижче вказаного першого інтервалу температур і вище за температуру, при якої аустеніт починає перетворюватися в ферит при охолоджуванні; загартовують (12) вказаний лист до відповідної температури припинення загартування (16); припиняють це загартування і дають вказаному листу охолодитися холодним повітрям (18) до температури навколишнього середовища.
Description
Опис винаходу
Цей винахід відноситься до надміцної товстолистової зварюваної сталі, що має чудову ударну в'язкість, і до трубопроводів, що виготовляються з неї. Більш конкретно, цей винахід відноситься до надміцної трубопровідної зварюваної низьколегованої сталі з високою ударною в'язкістю, в якій мінімізована втрата міцності в зоні термічного впливу (ЗТВ), відносно всього трубопроводу, і до способу одержання товстолистової сталі, з якої виготовляють трубопровід.
Даний винахід може бути використаний у виробництві трубопроводів і конструкційних сталей. 70 У викладеному нижче описі визначені різні терміни. Для зручності в описі наданий словник термінів, розташований безпосередньо перед формулою винаходу.
Зараз при промисловому використанні трубопроводу його сталь має найбільшу межу текучості, приблизно 55О0МПа. У промисловості є трубопровідні сталі з підвищеною межею текучості, наприклад, приблизно до 690МпПа, але, наскільки відомо заявнику, вони не використовуються в промисловому виробництві трубопроводів. 72 Більш того як описано в патентах США Мо5545269, 5545270 і 5531842 (Коу і Лутона), було встановлено, що є практичним виробляти надміцні марки сталі з межею текучості принаймні приблизно 830МПа і межею міцності на розрив принаймні приблизно 900МПа, як первинний матеріал для трубопроводів. Міцність сталі, описаної Коу і
Лутоном в патенті США Мо5545269, досягнута шляхом компенсації між хімією сталі і технологією обробки, внаслідок чого, була одержана однорідна мікроструктура, в яку входять головним чином дрібнозернистий, відпущений мартенсит і бейніт, які зміцнюються повторно шляхом осадження Е-фази міді і деяких карбідів або нітридів, або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену.
У патенті США Мо5545269 Коу і Лутон описали спосіб одержання високоміцної сталі, в якому сталь загартовують від кінцевої температури гарячої прокатки до температури не вище, ніж 4007С, з швидкістю принаймні 20"С в секунду, переважно приблизно З30"С в секунду, щоб одержати в основному мікроструктури с мартенситу і бейніту. Більш того, для досягнення цільових мікроструктури і властивостей у винаході Коу і Ге)
Лутона потрібно, щоб товстолистова сталь була піддана вторинному процесу зміцнення на додатковій технологічній стадії що включає відпуск охолодженого водою листа при температурі не вище, ніж точка перетворення Асі тобто, температурі, при якій в ході нагрівання починає формуватися аустеніт, протягом часу, якого достатньо для того, щоб викликати осадження Е-фази міді і деяких карбідів або нітридів, або со карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену. Ця додаткова технологічна стадія відпустки після загартування Ге»! істотно збільшує затрати на виробництво сталевого листа. Тому бажано розробити нову методологію переробки стали, в якій обходяться без стадії відпалу і в той же час ще досягаються бажані механічні властивості. Крім - того, стадія відпустки, хоч і необхідна для потрібного зміцнення з отриманням цільових мікроструктури і ча властивостей, також приводить до відношення межа текучості /міцність розрив вище за 0,93. З точки зору 3о переважної конструкції трубопроводу, бажано підтримувати відношення межа текучості /міцність розтягнення о нижче за 0,93, зберігаючи високу межу текучості і міцність на розрив.
Існує потреба в трубопроводах з підвищеною міцністю, в порівнянні з існуючими в цей час, для транспорту сирої нафти і природного газу на дуже далекі відстані. Ця потреба обумовлена необхідністю а) збільшення « ефективності транспорту, за допомогою застосування підвищеного тиску газу і б) зниження витрат на матеріали і З 70 прокладення траси, шляхом зменшення товщини стінки і зовнішнього діаметра трубопроводу. У результаті с збільшується попит на трубопроводи з підвищеною міцністю, в порівнянні з існуючими на цей час.
Із» Отже, метою даного винаходу є розробка композицій сталі і альтернативної технології для одержання дешевої, низьколегованої, надміцної товстолистової сталі і виробництва з неї трубопроводу, висока міцність якої досягається без залучення стадії відпуску для одержання вторинного зміцнення. Крім того, іншою метою даного винаходу є розробка високоміцної товстолистової сталі для трубопроводу, яка підходить для і-й конструювання трубопроводів і для якої відношення межа текучості / міцність розтягнення становить нижче, ніж -і приблизно 0,93.
Проблемою, пов'язаною з виключно міцною сталлю, тобто сталлю, що має межу текучості більше, ніж і приблизно 550МПа, є розм'якшення в зоні термічного впливу (ЗТВ) після зварювання. У цієї ЗТВ може виникнути
Те) 20 локальне фазове перетворення або відпал в ході термічних циклів, обумовлених зварюванням, що приводить до значного, тобто приблизно до 1595 або більш, розм'якшення ЗТВ в порівнянні з основним металом. Хоч були со одержані надміцні сталі з межею текучості 830МПа або вище, звичайно ці сталі не мали ударної в'язкості, необхідної для трубопроводу, і не задовольняли вимозі зварювання, необхідного для трубопроводу, оскільки такі матеріали мають відносно високий показник Рем (добре відомий технічний термін для вираження здібності до 29 зварювання), який звичайно вище, ніж приблизно 0,35.
ГФ) Отже, іншою метою даного винаходу є одержання низьколегованої, надміцної товстолистової сталі як первинного матеріалу для трубопроводу, який має межу текучості принаймні приблизно 690МПа, міцність на о розрив принаймні приблизно 900МПа і достатню ударну в'язкість для застосування при низьких температурах, тобто, аж до -40"С, і в той же час зберігає сумісну якість продукту при мінімальній втраті міцності в ЗТВ 60 протягом термічного циклу, викликаного зварюванням.
Додатковою метою даного винаходу є одержання надміцної сталі з ударною в'язкістю і зварюванням, які необхідні для трубопроводу, і яка має показник Рсм менше, ніж приблизно 0,35. Хоч обидва показники широко застосовуються в зв'язку зі здібністю до зварювання, і Рем, і Се (вуглецевий еквівалент. інший добре відомий технічний термін що використовується для визначення здібності до зварювання) також відображають здатність 62 сталі до загартування, в тому, що вони забезпечують керівництво відносно схильності сталі до утворення твердих мікроструктур в основному металі. При використанні в цьому описі показник Рсм визначається таким чином:
Рем - мас.боС к мас. 9051/30 ж (мас. 90Мп ж мас.боСи ж мас.9оСт)/20 ж мас. 90М1/60 - мас.9оМо/15 к мас. 904/10 вої 5 (мас. 958); а Се визначається так: Се - мас. 90С ж мас. 90Мп/б ж (мас. 9оСт-мас. 9оМожмас. 904)/5 ж (мас. доСивмас. 90М1)/15.
Як описано в патенті США Мо5545269, було встановлено, що при вказаних в йому умовах, стадію загартування у воді до температури не вище за 400"С (переважно до температури навколишнього середовища), з подальшою остаточною прокаткою надміцної сталі, не можна замінювати охолоджуванням на повітрі, оскільки 7/0 при таких умовах охолоджування на повітрі може викликати перетворення аустеніту в агрегати фериту /перліту, що приводить до погіршення міцності сталі.
Крім того, було встановлено, що переривання охолоджування водою такої сталі вище за 400"С може привести до недостатнього трансформаційного загартування в процесі охолоджування і в результаті міцність сталі знижується.
У товстолистовій сталі, одержаної за способом, який описано в патенті США Мо5545269, застосовується відпуск після охолоджування водою, наприклад шляхом повторного нагріву до температури в інтервалі приблизно від 400 до 7007"С протягом заданого інтервалу часу, для того щоб забезпечити рівномірне загартування по всьому об'єму товстолистової сталі і для поліпшення ударної в'язкості сталі. Випробування зразків з М-надрізом по Шарпі являє собою добре відомий тест для вимірювання ударної в'язкості сталі. Один з 2ор параметрів, який може бути одержаний з використанням випробування зразків з М-надрізом по Шарпі, являє собою енергію, поглинену при розриві зразка сталі (енергія удару) при заданій температурі, наприклад енергія удару при - 407С (МЕ - до).
Після удосконалень, описаних в патенті США Мо5545269, було виявлено, що надміцну сталь з високою ударною в'язкістю можна одержати без застосування стадії остаточного відпуску, що дорого коштує. Було сч г знайдено, що цей бажаний результат може бути досягнутий шляхом переривання загартування в конкретному о температурному інтервалі, в залежності від конкретного хімічного складу сталі, при якому мікроструктура сталі являє собою переважно дрібнозернистий нижчий бейніт /дрібнозернистий рейдовий мартенсит, або їх суміші, які розвиваються при температурі перерваного охолоджування або при подальшому охолоджуванні повітрям до температури навколишнього середовища. Крім того, було виявлено, що ця нова послідовність технологічних со зо стадій забезпечує несподіваний і неочевидний результат - товстолистову сталь з ще більш високою міцністю і ударною в'язкістю, в порівнянні з тими, що є для рівня техніки. Ме
Відповідно до викладених вище цілей даного винаходу була розроблена методологія обробки, яка ї- називається в описі винаходу як Перерване безпосереднє загартування (ПБЗ), при якій низьколегована товстолистова сталь заданого хімічного складу швидко охолоджується, в кінці гарячої прокатки, за допомогою - зв Загартування відповідною текучою середою, такою як вода, до відповідної Температури припинення ю загартування (ТП3З), з подальшим охолоджуванням повітрям до температури навколишнього середовища, щоб отримати мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт/ дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші. Термін загартування, що використовується при описі даного винаходу відноситься до прискореного охолоджування за допомогою будь-якого засобу, при якому використовується текуча середа, « 70 вибрана для забезпечення збільшення швидкості охолоджування сталі, в порівнянні з охолоджуванням сталі в с повітрям до температури навколишнього середовища.
Згідно з даним винаходом в ньому представлена сталь зі здатністю узгодження режиму швидкості ;» охолоджування з параметрами температури припинення загартування, що забезпечує зміцнення, для способу часткового загартування, який називається ПНЗ, з подальшою фазою охолоджування повітрям, щоб одержати в
Кінцевому листовому продукті мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, с дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші.
З області техніки добре відомо, що добавка невеликої кількості бору, порядку від 5 до 20 мільйонних
Ш- часток (м.д.), може забезпечити істотний вплив на зміцнення маловуглецевої, низьколегованої сталі. Таким -І чином, добавка бору в сталь ефективно застосовувалася в минулому для утворення твердих фаз, таких як 5р мартенсит, в низьколегованій сталі із збідненим хімічним складом, тобто з низьким вуглецевим еквівалентом се) (Се), для одержання дешевої, високоміцної сталі з чудової зварюваністю. Однак відповідний контроль бажаних с невеликих добавок бору важко реалізується. Для нього потрібні технічно вдосконалені виробничі потужності і секрети виробництва. У даному винаході представляється інтервал хімічного складу сталей, з добавкою бору і без добавки, які можуть бути оброблені по методології Перерваного безпосереднього загартування, з в отриманням бажаних мікроструктур і властивостей сталі. Відповідно до цього винаходу досягнута рівновага між хімічним складом сталі і технологією її обробки, внаслідок якого можна одержувати високоміцну товстолистову
Ф) сталь, що має межу текучості щонайменше приблизно 690МПа, більш переважно щонайменше приблизно ка 760МПа і ще більш переважно щонайменше приблизно 830МПа, з переважним співвідношенням межа текучості /міцність розтягнення менше, ніж приблизно 0,93, переважно менше, ніж приблизно 0, 90, і ще більш переважно бо менше, ніж приблизно 0,85, з якої можна виготовляти трубопроводи. Після зварювання цієї товстолистової сталі, при використанні в трубопроводах, втрата міцності в зоні термічного впливу (ЗТВ) складає менше, ніж приблизно 1095, переважно менше, ніж приблизно 595, відносно міцності основної сталі. Крім того, ці надміцні, низьколеговані товстолистові сталі, придатні для виробництва трубопроводів, мають товщину переважно щонайменше приблизно 1Омм, більш переважно щонайменше приблизно 15мм, і ще більш переважно 65 щонайменше приблизно 20мм. Додатково, ці надміцні, низьколеговані товстолистові сталі або не містять добавки бору, або, для конкретних цілей, містять добавку бору в кількості приблизно між Б5м.д. і 2Ом.д. і переважно приблизно між 8м.д. і 12м.д. Якість продукту - трубопроводу залишається істотно щільним, і звичайно продукт не має схильності до розтріскування під дією водню.
Переважний продукт - сталь має істотно однорідну мікроструктуру, яка переважно складається з дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, або їх сумішей. Переважно, дрібнозернистий сітчастий мартенсит містить спонтанно відпущений дрібнозернистий сітчастий мартенсит.
Використаний описі даного винаходу і в формулі винаходу термін "переважно" означає щонайменше приблизно 50 об. 95. Інша частина мікроструктури може складатися з додаткового дрібнозернистого рейкового мартенситу, вищого бейніту або фериту. Більш переважно, мікроструктура містить щонайменше приблизно від 60 до 80 об.9о 7/0 Врібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей. Ще більш переважно, мікроструктура містить щонайменше приблизно 90 об. дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей.
Як нижчий бейніт, так і сітчастий мартенсит можуть додатково зміцнюватися за рахунок осадження карбідів або карбонітридів ванадію, ниіїобію і молібдену. Ці осади, особливо ті, що містять ванадій, можуть сприяти 7/5 Мінімізації розм'якшення в зоні термічного впливу, ймовірно, шляхом запобігання будь-якому істотному зниженню щільності дислокацій в областях, нагрітих до температури, що не перевищує точку перетворення Ас 3, або спричинюючи дисперсійне зміцнення в областях, які нагріті до температури вище за точку перетворення Ас 3, або обома шляхами.
Товстолистову сталь цього винаходу виробляють, отримуючи звичайним образом заготовки, і в одному 2о варіанті втілення, сталь містить залізо і такі легуючі елементи у вказаних нижче вагових процентах: 0,03 - 0,1095 вуглецю (С), переважно 0,05 - 0,0990 С,
О - 0,695 кремнію (51), 1,6-2,190 марганцю (Мп),
О - 1,095 міді (Си), с
О -1,095 нікелю (Мі), переважно від 0/2 до 1/0905 Мі, 0,01 - 0,1095 ніобію (МБ), переважно 0,03 - 000695 МБ, о 0/01-0,1095 ванадію (М), переважно 0,03 - 0,0890 М, 0,3 - 0,695 молібдену (Мо),
О - 1,095 хрому (Ст), со зо 0,005 - 0,039о титану (Ті), переважно 0,015 - 0,0290 Ті, о - 0,0695 алюмінію (АїЇ), переважно 0,001 - 0,060 (А), ме) о - 0,0069о кальцію (Са), ч- о - 0,0295 рідкісноземельних металів (РЗМ),
О - 0,00695 магнію (Мо), - і додатково відрізняється тим, що: ю
Се»0,7 і Рем»0,35.
Альтернативно, вказаний вище хімічний склад модифікують, причому він включає 0,0005-0,002Омас.бо бору, переважно 0,0008-0,0012мас.9о бору, а зміст молібдену становить 0,2-0,5мас.9о.
Для сталі даного винаходу, що практично не містить бору, переважно значення Се більше, ніж приблизно 0,5 « | менше, ніж приблизно 0,7. Для сталі даного винаходу, що містить бор, переважно значення Се більше, ніж шщ с приблизно 0,3 і менше, ніж приблизно 0,7. й Крім того, зміст добре відомих домішок азоту (М) фосфору (Р) і сірки (5) в сталі переважно «» мінімізований, навіть якщо деяка кількість азоту бажана для забезпечення часток нітриду титану, що інгібують зростання зерен, як пояснено нижче. Концентрація азоту переважно складає приблизно від 0,001 до О,00бмас.Оо,
Концентрація сірки не більше, ніж приблизно 0,005мас.9о, переважно не більше, ніж приблизно 0,002мас.»о, і 4! концентрація фосфору не більше, ніж приблизно 0,015мас.9о. При такому хімічному складі сталь або практично не містить бору, в тому значенні, що добавка бору відсутня, причому концентрація бору переважно складає і менше, ніж приблизно Зм.д., переважно менше, ніж приблизно 1м.д., або сталь містить добавку бору, як вказано -І вище.
Відповідно до даного винаходу, переважний спосіб одержання надміцної сталі, що має мікроструктуру, яка о складається переважно з дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх со сумішей, полягає в нагріванні стальної заготовки до температури, достатньої для розчинення практично всіх карбідів і карбонітридів ванадію і ніобію; зменшенні розміру заготовки до листа, шляхом прокатки її один або декілька разів на гарячих вальцях в першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; додатковому зменшенні розміру листа, шляхом прокатки його один або декілька разів на гарячих вальцях у другому температурному інтервалі, нижче за температуру Тр, тобто, температури, нижче за яку не іФ) відбувається рекристалізація аустеніту, і вище за точку перетворення Аг з, тобто, температури, при якої ко аустеніт починає перетворюватися в ферит при охолоджуванні / загартуванні остаточно прокатаного листа до температури щонайменше нижче, ніж точка перетворення Агз, тобто, температури, при якій завершується бо перетворення аустеніту в ферит або ферит плюс цементит при охолоджуванні, переважно до температури між приблизно 5507С і 15070 і більш переважно до температури між приблизно 5007С і ІБО"С; припиненні загартування; і охолоджуванні загартованого листа повітрям до температури навколишнього середовища.
Кожна з величин температури Тур, точка перетворення Аг/ і точка перетворення Агз залежить від хімічного складу стальної заготовки, причому вони легко визначаються або експериментально, або шляхом розрахунку з 65 використанням відповідних моделей.
Надміцна, низьколегована сталь відповідно до першого переважного втілення винаходу має міцність на розрив , переважно рівну щонайменше приблизно 900МПа, більш переважно щонайменше приблизно 930МПа, має мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий мартенсит, або їх суміші, і додатково включає дрібні частки осаду цементиту і, необов'язково, ще більш дрібні частки осаду карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену. Переважно, дрібнозернистий рейковий мартенсит включає спонтанно відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит.
Надміцна, низьколегована сталь у відповідності з другим переважним втіленням винаходу має міцність на розрив, переважно рівну щонайменше приблизно 900МПа, більш переважно щонайменше приблизно 930МПа, і має мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий /о мартенсит, або їх суміші, і додатково включає бор і дрібні частки осаду цементиту і, необов'язково, ще більш дрібні частки осаду карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену. Переважно, дрібнозернистий рейковий мартенсит включає спонтанно відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит.
На фіг.1 схематично показані стадії обробки згідно з даним винаходом з перекриттям різних компонентів мікроструктури, пов'язаних з конкретними поєднаннями часу обробки і температури.
На фіг2А і 28 приведені електронно - мікроскопічні знімки на просвічування, відповідно в світлому і темному полі, на яких переважно виявляється мікроструктура спонтанно відпущеного дрібнозернистого рейкового мартенситу для сталі; причому на фіг.2В видні частки осаду цементиту, що добре виявилися всередині сітки мартенситу.
Фіг.3 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому переважно 2о Виявляється мікроструктура дрібнозернистого нижчого бейніту для сталі, обробленої при Температурі припинення загартування приблизно рівній 3857С.
На фіг4А і 48 приведені електронно-мікроскопічні знімки на просвічування, відповідно в світлому і темному полі, сталі, обробленій при Температурі припинення загартування приблизно рівній 3857С, причому на фіг.АА показана мікроструктура переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, а на фіг4АВ продемонстрована сч наявність часток карбідів молібдену, ванадію і ніобію, що мають діаметр менше, ніж приблизно 1Онм.
Фіг5 являє собою складову діаграму, що включає графік і електронно-мікроскопічні знімки на і) просвічування, які демонструють вплив Температури припинення загартування на відносні величини ударної в'язкості і міцності на розтягнення для конкретних хімічних складів бористої сталі, позначеної в табл. 2 цього опису як "Н" ої "т" (кружки) і збідненої бористої сталі, позначеної в табл. 2 описи як "с" (квадрати), со
Зо Всі згідно з даним винаходом. На ординаті приведена ударна енергія по Шарпі в Джоулях, при -40"С (МЕ до); на абсцисі - міцність на розтягнення в МПа. Ме
Фігб являє собою графік, що демонструє вплив на відносні величини ударної в'язкості і міцності на М розтягнення для конкретних хімічних складів бористої сталі, позначеної в табл. 2 опису як "Н" і "Т" (кружки) і практично не утримуючої бору сталі, позначеної в табл. 2 опису як "" (квадрати), все згідно з даним ї-
Зв ВИиНОаХОДОМ. На ординаті приведена ударна енергія по Шарпі в Джоулях, при -40"С (мЕ 0); на абсцисі - ю міцність на розтягнення в МПа.
Фіг.7 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється сітчастий мартенсит з дислокаціями в зразку сталі "ОО", яка була піддана обробці ПНЗ з температурою припинення загартування, рівною приблизно 3807С. «
Фіг.8 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється з с мікроструктура переважно нижчого бейніту в зразку сталі "0" (згідно табл. 2 опису), яка була піддана обробці . ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 428"С. Всередині сітки бейніту можна а побачити орієнтовані в одному напрямку пластинки цементиту, які є характерними для нижчого бейніту.
Фіг9 являє собою електронно - мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому
Виявляється мікроструктура вищого бейніту в зразку сталі "0" (згідно табл. 2 опису), яка була піддана обробці с ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 4617с.
Фіг1ОА являє собою електронно - мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому
Ш- виявляється область мартенситу (в центрі), оточена феритом, в зразку сталі "О". (згідно табл. 2 опису), яка -І була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 534". Всередині фериту, поблизу кордону розділу ферит / мартенсит можна побачити дрібні частки осаду карбіду. ік Фіг1ОВ являє собою електронно - мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому с виявляється високовуглецевий двійниковий мартенсит в зразку сталі "ОО" (згідно табл. 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 53470.
Хоч цей винахід буде описаний в зв'язку з його переважними варіантами втілення, потрібно розуміти, що ов винахід не обмежується цими варіантами. Навпаки, мається на увазі, що цей винахід захищає всі альтернативні, модифіковані і еквівалентні варіанти, які можуть бути охоплені в межах духу і об'єму винаходу, як визначено в
Ф) прикладеній формулі винаходу. ка Відповідно до одного задуму даного винаходу, стальну заготовку обробляють за допомогою: істотно рівномірного нагріву заготовки до температури, яка достатня для розчинення практично всіх карбідів і во карбонітридів ванадію і ніобію, переважно в інтервалі приблизно від 1000 до 1250"С, і більш переважно в інтервалі приблизно від 1050 до 11507"С; першої гарячої прокатки заготовки для переважного зменшення Її товщини приблизно на 20-6095 з утворенням листа, за один або декілька проходів, в першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; другої гарячої прокатки для переважного зменшення товщини приблизно на 40-8095, за один або декілька 65 проходів, у другому температурному інтервалі, який небагато нижче першого інтервалу температури, в якому не відбувається рекристалізація аустеніту, і вище за точку перетворення Агз; зміцнення прокатаного листа шляхом загартування з швидкістю, приблизно рівною щонайменше 10"С/сек, переважно щонайменше приблизно 20"С/сек, білош переважно щонайменше приблизно З0"С/сек, ще більш переважно щонайменше приблизно
З5"С/сек, від температури не нижче, ніж точка перетворення Агз, до Температури припинення загартування (ТП3), яка щонайменше не вище за точку перетворення Аг/., переважно в інтервалі приблизно від 550 до 1507С, і більш переважно в інтервалі приблизно від 500 до 150"С; і припинення загартування, залишаючи товстолистову сталь охолоджуватися на повітрі до температури навколишнього середовища, з тим щоб полегшити завершення перетворення сталі в переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейдовий мартенсит, або їх суміші. Як розуміють фахівці в цій області техніки, використане тут вираження 7/0 "зменшення товщини в процентах" означає процент зменшення товщини стальної заготовки або товстолистової сталі до зменшення, що обговорюється. Тільки з метою прикладу, без обмеження даного винаходу, в першому температурному інтервалі товщина стальної заготовки приблизно 25,4см може бути зменшена приблизно на 5096 (50-процентне зменшення) до товщини приблизно 12,7 см, потім у другому температурному інтервалі товщина меншає приблизно на 8095 (80-процентне зменшення) приблизно до 2,54см.
Наприклад, обертаючись до фіг.1, товстолистова сталь, оброблена згідно з цим винаходом, зазнає прокатки 10, що контролюється, у вказаному інтервалі температур (більш детально це описано нижче); потім сталь зазнає загартування 12 від точки початку загартування 14 до Температури припинення загартування (ТПЗ) 16. Після припинення загартування сталі дають охолодитися на повітрі 18 до температури навколишнього середовища, з тим щоб полегшити завершення перетворення сталі в переважно дрібнозернистий нижчий бейніт (в області 2о нижчого бейніту 20), дрібнозернистий сітчастий мартенсит (в області мартенситу 22), або їх суміші. Область вищого бейніту 24 і область фериту 26 усунені.
Для надміцної сталі необхідна наявність безлічі властивостей, які забезпечуються поєднанням легуючих елементів і термомеханічних обробок; звичайно невеликі зміни хімічного складу сталі можуть привести до значних змін характеристик, що отримуються. Нижче пояснена роль різних легуючих елементів і переважних с оре меж їх концентрацій в сталі даного винаходу.
Вуглець забезпечує матричне зміцнення сталі і зварних з'єднань, незалежно від їх мікроструктури, а також і) забезпечує дисперсійне зміцнення, головним чином за допомогою утворення малих часток карбідів заліза (цементиту), карбонітридів ніобію (МЬ(С,М)), карбонітридів ванадію (М(С, М)| і часток або осадів Мо»С (вигляд карбіду молібдену), якщо вони досить дрібні і численні. Крім того, осадження карбонітридів ніобію, в ході со зо Гарячої прокатки, звичайно забезпечує гальмування рекристалізації аустеніту і інгібує зростання зерен, тим самим представляється засобом очищення зерен аустеніту, що приводить до поліпшення показників межі б» текучості, міцності на розрив і ударної в'язкості при низькій температурі (наприклад енергії удару У М випробуванні по Шарпі). Вуглець також збільшує здібність до зміцнення, тобто, здатність утворювати більш жорсткі і міцні мікроструктури при охолоджуванні сталі. Звичайно, якщо вміст вуглецю менше, ніж приблизно ї-
О,ОЗмас.Оо, то ці ефекти зміцнення не виявляються. Якщо вміст вуглецю більше, ніж приблизно 0,1Омас.9в, то ю сталь звичайно стає сприйнятливою до холодного розтріскування після зварювання в польових умовах, причому знижується ударна в'язкість в товстолистовій сталі і в зоні термічного впливу зварних швів.
Марганець є істотним для отримання мікроструктур, необхідних для сталі даного винаходу, які містять дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші, і які зумовлюють хороший « баланс між міцністю і ударною в'язкістю при низькій температурі. Для цієї мети нижня межа вмісту марганцю з с встановлена біля 1,бмас.95. Верхня межа встановлена біля 2,1мас.9о, оскільки при вмісті більше, ніж приблизно 2,1мас.Ую, марганець сприяє осьовій ліквації в безперервно розливної сталі, а також може привести до ;» погіршення ударної в'язкості стали. Більш того при високому вмісті марганцю спостерігається тенденція надмірного збільшення зміцнення сталі, в результаті знижується зварюваність в польових умовах за рахунок
Зменшення ударної в'язкості в зоні термічного впливу зварних швів. с Кремній додають для розкислення і підвищення міцності сталі. Верхня межа вмісту кремнію встановлена біля
О,бмас.оо, для того щоб уникнути значного погіршення зварюваності в польових умовах і ударній в'язкості в зоні
Ш- термічного впливу, що може бути слідством надмірного вмісту кремнію. Для розкислення сталі не завжди -І необхідний кремній, оскільки для цієї ж мети можна використати алюміній або титан.
Ніобій додають для того, щоб сприяти очищенню зерен мікроструктури сталі після прокатки, що поліпшує як ік міцність, так і ударну в'язкість. Осадження карбонітриду ніобію в ході гарячої прокатки приводить до с гальмування рекристалізації і інгібування зростання зерен, тим самим забезпечується засіб для очищення зерен аустеніту. Це також може дати додаткове зміцнення в ході остаточного охолоджування за рахунок утворення осаду карбонітриду ніобію. У присутності молібдену ніобій ефективно очищає мікроструктуру, пригнічуючи в рекристалізацію аустеніту в ході контрольованої прокатки, і зміцнює сталь, забезпечуючи дисперсійне зміцнення і даючи внесок в посилення здібності до зміцнення. У присутності бору ніобій дає синергічне поліпшення (Ф) зміцненості. Для досягнення таких ефектів переважно додають щонайменше приблизно 0,01мас.бо ніобію. Однак ка при вмісті ніобію більше, ніж приблизно 0,1мас.9о, ніобій надає шкідливий вплив на зварюваність і на ударну в'язкість в зоні термічного впливу, так що переважним вмістом є максимум приблизний О0,1мас.9о. Більш бо переважно, додають приблизно від 0,03 до 0,О0бмас.9о ніобію.
Титан утворює дрібнозернисті частки нітриду титана і дає внесок в очищення мікроструктури, пригнічуючи укрупнення зерен аустеніту в ході повторного нагріву заготовки. Крім того, присутність часток нітриду титану інгібує укрупнення зерен в зоні термічного впливу при зварюванні. Відповідно, титан забезпечує поліпшення ударної в'язкості при низькій температурі в зоні основного металу і в зоні термічного впливу. Оскільки титан 65 зв'язує азот у вигляді нітриду титану, він запобігає погіршуючий дії азоту на зміцненість внаслідок утворення нітриду бору. Переважно, кількість титану, що додається з цією метою, складає щонайменше приблизно в 3,4 рази більше, ніж кількість азоту (по вазі). При низькому вмісті алюмінію (тобто менше, ніж приблизно
О,0О5мас.о5) титан утворить оксид, який служить як зародок для утворення фериту всередині зерен в зоні термічного впливу при зварюванні, і внаслідок цього очищає мікроструктуру в цих областях. Для досягненнях цих цілей переважно додають щонайменше приблизно 0,005мас.9о титану. Верхня межа встановлена на рівні приблизно 0,0Змасобю, оскільки надмірний вміст титану приводить до укрупнення часток нітриду титану і дисперсійному зміцненню, викликаному осадженням карбіду титану, причому обидва ці процеси приводять до погіршення ударної в'язкості при низькій температурі.
Мідь збільшує міцність основного металу і в зоні термічного впливу зварних швів, однак додавання надлишку 7/0 Міді сильно погіршує ударну в'язкість в зоні термічного впливу і зварюваність в польових умовах. Тому верхня межа добавки міді встановлена на рівні приблизно 1,Омас.9о.
Нікель додають для поліпшення властивостей маловуглецевої сталі, отриманої згідно з даним винаходом, без погіршення зварюваності в польових умовах і ударній в'язкості при низькій температурі. На відміну від марганцю і молібдену, добавки нікелю знижують тенденцію до утворення компонентів зміцнених мікроструктур, 7/5 Які погіршують ударну в'язкість товстолистової сталі при низькій температурі. Виявилося, що добавка нікелю в кількості більше, ніж О0,2мас.бо, є ефективною для поліпшення ударної в'язкості в зоні термічного впливу зварних швів. Взагалі, нікель є поліпшуючою добавкою, за винятком схильності до сульфідного розтріскування під дією напружень в деяких середовищах, коли вміст нікелю більше, ніж приблизно 2мас.ую. Для сталей, одержаних згідно з винаходом, верхня межа встановлена на рівні приблизно 1,О0мас.9о, 2о оскільки нікель стає легуючим елементом, що дорого коштує, причому він може погіршувати ударну в'язкість в зоні термічного впливу зварних швів. Крім того, добавка нікелю ефективна для запобігання розтріскуванню поверхні, викликаного міддю, в процесі безперервного лиття і гарячої прокатки. Добавка нікелю з цією метою переважно складає більше, ніж приблизно 1/3 від вмісту міді.
Алюміній звичайно додають в ці сталі з метою розкислення. Крім того, алюміній є ефективним засобом сч ов очищення мікроструктури сталі. Алюміній також може грати важливу роль в забезпеченні ударної в'язкості в зоні о термічного впливу, шляхом виведення вільного азоту у великі зерна зони термічного впливу, в якій тепло зварювання забезпечує часткове розчинення нітриду титану, внаслідок чого виділяється вільний азот. Якщо вміст алюмінію дуже великий, тобто приблизно більше 0,0бмас.95, то є тенденція до утворення включень типу оксиду алюмінію (АІ2О3), які можуть погіршувати ударну в'язкість сталі, в тому числі в зоні термічного со зо Впливу. Розкислення сталі може бути здійснено добавками титану або кремнію, причому немає необхідності завжди додавати алюміній. Ванадій надає аналогічну ніобію, але менш виражену дію. Однак добавка ванадію до Ме) надміцним сталям дає помітний ефект при введенні в поєднанні з ніобієм. Спільне введення ніобію і ванадію М додатково поліпшує чудові властивості сталі згідно з винаходом. Хоч переважна верхня межа становить приблизно 0,1Омас.бо ванадію, з точки зору ударної в'язкості в зоні термічного впливу зварних швів, і отже, ї- зварюваності в польових умовах, особливо переважним інтервалом є приблизно від 0, 03 до 0,О0вмас.9б5. ю
Молібден додають для поліпшення зміцненості сталі, ії тим самим полегшується утворення мікроструктури нижчого бейніту. Сильний вплив молібдену на зміцненість сталі особливо виражений в борвміщувальних сталях.
Коли молібден додають разом з ніобієм, молібден посилює пригнічення рекристалізації аустеніту в процесі прокатки, що контролюється, і тим самим він дає внесок в очищення мікроструктури аустеніту. Для досягнення « цих ефектів кількість молібдену, доданого в сталь, що практично не містить бору, і в сталь, що містить бор, п) с переважно складає щонайменше приблизно 0,Змас.бо і приблизно 0,2мас.9о, відповідно. Верхня межа для . молібдену встановлюється на рівні приблизно О,бмас.уо і приблизно 0О,5мас.9о відповідно для сталі, що и?» практично не містить бору, і сталі, що містить бор, так як надмірна кількість молібдену погіршує ударну в'язкість в зоні термічного впливу, що утворюється при зварюванні в польових умовах, погіршуючи зварюваність
В польових умовах. с Хром звичайно збільшує зміцненість сталі при безпосередньому загартуванні. Він також збільшує стійкість до розтріскування під дією корозії і водню. Як і у разі молібдену, при надлишку хрому, тобто понад 1,Омас.9б, ш- з'являється тенденція до холодного розтріскування після зварювання в польових умовах і тенденція до -І погіршення ударної в'язкості сталі і в зоні термічного впливу, так що, переважно, максимальний зміст хрому бор становить приблизно 1,Омас.9ро. ік Азот пригнічує укрупнення зерен аустеніту в ході повторного нагріву заготовки і в зоні термічного впливу с зварних швів, утворюючи нітрид титану. Тому азот дає внесок в поліпшення ударної в'язкості при низькій температурі як основного металу, так і в зоні термічного впливу зварних швів. Для цієї мети мінімальний вміст азоту становить приблизно 0,001мас.Уо. Верхню межу переважно підтримують на рівні приблизно 0,00бмас.оо, ов Оскільки надмірний азот збільшує сферу дії поверхневих дефектів заготовки і знижує ефективну здатність бору до зміцнення. Крім того, присутність вільного азоту спричиняє погіршення ударної в'язкості в зоні термічного (Ф, впливу зварних швів. ка Кальцій і рідкісноземельні метали (РЗ3М) звичайно регулюють форму включень сульфіду марганцю (Мп5) і поліпшують ударну в'язкість при низькій температурі (наприклад енергію удару у випробуванні по Шарпі). Для бо регулювання форми сульфіду бажано мати щонайменше приблизно 0,001мас.о кальцію або приблизно
О,001мас.о5 РЗМ. Однак, якщо вміст кальцію перевищує 0,00бмас.бо, або якщо вміст РЗМ перевищує 0,02мас.Оо, то можуть утворитися великі кількості СаО - Саз (у вигляді оксиду кальцію-сульфіду кальцію) або РЗМ - Саз5 (у вигляді РЗ3М-сульфіду кальцію) і перетворитися у великі кластери і великі включення, які не тільки забруднюють сталь, але також мають шкідливий вплив на зварюваність в польових умовах. 65 Переважно, концентрація кальцію обмежена приблизно 0,00бмас.9ою, а концентрація РЗМ обмежена приблизно 0,02мас.9о. У надміцних сталях для трубопроводів може бути особливо ефективним для поліпшення ударної в'язкості і зварюваності зменшення вмісту сірки приблизно нижче за 0,001мас.9о і зменшення вмісту кисню приблизно нижче за 0,00Змас.9о, переважно приблизно нижче за 0,002мас.95, при збереженні величини
ЕБЗБР переважно вище, ніж приблизно 0,5, і менше, ніж приблизно 10, де ЕЗБ5Р являє собою показник, пов'язаний з регулюванням форми сульфідних включень в сталі, який визначається співвідношенням: Е55Р - (мас. 95 Са)1 - 124(мас. 95 ОХ, 25(мас. 9о 5).
Магній звичайно утворює дрібно дисперговані частки оксиду, які можуть пригнітити укрупнення зерен і/або сприяти утворенню фериту в зернах в зоні термічного впливу, і тим самим поліпшити ударну в'язкість в зоні термічного впливу. Для того щоб добавка магнію була ефективної, бажано, щоб її кількість складала 76 щонайменше приблизно 0,0001мас.9о. Однак, якщо вміст магнію перевищує приблизно 0,00бмас.оо, утворяться великі частки оксиду і гіршає ударна в'язкість в зоні термічного впливу.
Бор в невеликих добавках, приблизно від 0,0005 до 0,002Омас.бо (від 5 до 20м.д.), в маловуглецеві сталі (вміст вуглецю менше, ніж приблизно 0,Змас.95) може різко поліпшити зміцненість таких сталей, сприяючи утворенню сильно зміцнювальних компонентів, бейніту або мартенситу, і в той же час бор сповільнює утворення більш м'яких компонентів, фериту і перліту, в процесі охолоджування сталі від високої температури до температури навколишнього середовища. Надлишок бору в кількості приблизно 0,002мас.бо може сприяти утворенню крихких часток типу борокарбіду заліза, Реоз (С, В)х. Тому переважною верхньою межею вмісту бору є 0,002Омас.бо. Для одержання максимального ефекту у відношенні здібності до зміцнення бажана концентрація бору укладається приблизно між 0,0005 і 0,002Омас.бо (від 5 до 20м.д.). Враховуючи викладене вище, можна 2о Використати бор, як альтернативу легуючим добавкам, що дорого коштують, для забезпечення мікроструктурної однорідності по всій товщині стальних листів. Крім того, бор посилює ефективність дії як молібдену, так і ніобію при збільшенні здатності сталі до зміцнення. Отже, добавки бору дозволяють використати композиції сталі з низьким значенням Се, з одержанням високоміцних базових листів. Крім того, добавки бору в сталь забезпечують можливість поєднання високої міцності з чудовою зварюваністю і стійкістю до холодного сч ов розтріскування. Бор також може посилити міцність міжзерновий фази, а отже і стійкість до межзернового о розтріскування під дією водню.
Першою метою термомеханічної обробки згідно з винаходом, яка схематично проілюстрована на фіг.1, є досягнення мікроструктури, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші, отриманої перетворенням практично перекристалізованих зерен аустеніту і переважно со зо також що містить дисперсію дрібних часток цементиту. Компоненти нижчого бейніту і сітчастого мартенситу можуть бути додатково зміцнені ще більш дрібною дисперсією осадів карбіду молібдену (Мо2С), карбонітридів Ме ванадію і ніобію, або їх сумішей, і в деяких випадках можуть містити бор. Сильно диспергована мікроструктура М дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, і їх сумішей забезпечує матеріал з високою міцністю і хорошою ударною в'язкістю при низькій температурі. Для одержання бажаної мікроструктури, ї- зв по-перше, нагріті зерна аустеніту в стальних заготовках подрібнюються до малих розмірів і, по-друге, ю деформуються і робляться плоскими, так щоб розмір по всій товщині зерен аустеніту став ще меншим, наприклад, переважно менше, ніж приблизно 5-20мкм, і по-третє, ці сплющені зерна аустеніту заповнюються дислокаціями (до високої щільності) і зонами зсуву. Ці поверхні розділу обмежують зростання фаз, що перетворюються (тобто нижчий бейніт і сітчастий мартенсит), коли товстолистова сталь охолоджується після « завершення гарячої прокатки. з с Другою метою є удержання достатньої кількості молібдену, ванадію і ніобію, головним чином в твердому . розчині, після охолодження листа, до Температури припинення загартування, так щоб молібден, ванадій і ніобій и?» були доступні для осадження у вигляді Мо 5С, МБ (С, М) і М(С, М) в ході перетворення бейніту або в процесі термічних циклів зварювання, для посилення і збереження міцність стала. Температура повторного нагріву стальної заготівлі до гарячого плющення повинна бути досить високою, щоб отримати максимальне розчинення с ванадію, ніобію і молібдену, і в той же час запобігти розчиненню часток нітриду титану (Тім), які утворилися в ході безперервного розливу сталі і служать для запобігання укрупнення зерен аустеніту до гарячої прокатки. ш- Для досягнення цих двох цілей для складів сталі даного винаходу, температура повторного нагріву заготовки до -І гарячої прокатки повинна складати щонайменше приблизно 10007 і не вище, ніж приблизно 125020.
Переважно, заготовку повторно нагрівають за допомогою відповідного засобу для підвищення температури ік практично всієї заготовки, переважно всієї заготовки, до заданої температури, наприклад, вміщуючи цю с заготовку в піч на певний час. Конкретне значення температури повторного нагріву, яку необхідно використати для будь-якого складу сталі в межах даного винаходу, легко може визначити фахівець в цій області техніки, або експериментальне, або розрахунковим шляхом, використовуючи відповідні моделі. Крім того, температура печі і в час повторного нагріву, який необхідний для підвищення температури практично всієї заготовки до заданого значення можуть бути легко визначені фахівцем в цій області техніки з посиланням на опубліковані промислові (Ф, стандарти. ка Для будь-якого складу сталі в межах даного винаходу температура, яка визначає кордон між областю рекристалізації і областю, де немає рекристалізації, температура Тур, залежить від хімічного складу сталі, і во більш конкретно, від температури повторного нагріву до прокатки, концентрації вуглецю, концентрації ніобію і міри зменшення товщини, заданої при проході на вальцях. Фахівець в цій області техніки зможе визначити цю температуру для кожного складу сталі, або експериментально, або за допомогою розрахунків по моделі.
За винятком температури повторного нагріву, яка відноситься практично до всієї заготовки, подані нижче значення температури, на які посилаються при описі способу обробки цього винаходу, представляють собою 65 Значення, заміряні на поверхні сталі. Температура поверхні сталі може бути виміряна, наприклад, з допомогою оптичного пірометра або будь-якого іншого пристрою, який підходить для вимірювання температури поверхні сталі. Приведені тут значення швидкості загартування (охолоджування) відносяться до центра, або практично до центра товщини листа, причому Температура припинення загартування (ТПЗ) є самою високою, або практично найвищою температурою, яка реалізовується на поверхні листа після припинення загартування внаслідок тепла, перенесеного з середини товщини листа. Фахівець в цій області техніки зможе визначити необхідну температуру і швидкість потоку гартувальної текучої середи для досягнення підвищеної швидкості охолоджування, звертаючись до опублікованих промислових стандартів.
Умови гарячої прокатки даного винаходу, в доповнення до операції зменшення розміру дрібних зерен аустеніту, забезпечують збільшення щільності дислокацій за допомогою утворення зон деформації в зернах /о аустеніту, що приводить до додаткового очищення мікроструктури, шляхом обмеження розміру продуктів перетворення, тобто дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого сітчастого мартенситу, в процесі охолоджування, після закінчення прокатки. Якщо товщина при прокатці в інтервалі температур рекристалізації меншає нижче за описаний тут інтервал, в той час як товщина при прокатці в інтервалі температур, де немає рекристалізації, збільшується вище за описаний тут інтервал, зерна аустеніту звичайно будуть недостатньо дрібними по розміру, тобто утворяться великі зерна аустеніту, в результаті знижується міцність, а також ударна в'язкість сталі і виникає підвищена сприйнятливість до розтріскування під дією водню. З іншого боку, якщо товщина при прокатці в інтервалі температур рекристалізації збільшується вище за описаний тут інтервал, в той час як товщина при плющенні в інтервалі температур, де немає рекристалізації, меншає нижче за описаний тут інтервал, утворення зон деформації і дислокаційних субструктур в зернах аустеніту може не відповідати 2о забезпеченню достатньої міри очищення продуктів перетворення, коли сталь охолоджується після завершення прокатки.
Після закінчення прокатки сталь піддають загартуванню від температури переважно не нижче, ніж приблизно точка перетворення Агз, яку припиняють при температурі не вище, ніж точка перетворення Аг 4, тобто при температурі, при якій завершується перетворення аустеніту в ферит або в ферит плюс цементит в ході сч ов охолоджування переважно не вище, ніж приблизно 550"С, і більш переважно не вище, ніж приблизно 50070.
Звичайно використовують загартування водою; однак для здійснення загартування можна використати будь-яку і) відповідну текучу середу. Відповідно до даного винаходу звичайно не застосовують тривале охолоджування повітрям між прокаткою і загартуванням, оскільки це перериває звичайний потік матеріалу, що проходить на стадії прокатки і охолоджування на типовому сталепрокатному стані. Однак було встановлено, що, перериваючи ду зо цикл загартування у відповідному інтервалі температур з подальшим охолоджуванням загартованої сталі холодним повітрям, що має температуру навколишнього середовища, до остаточного стану, одержують б» особливо вигідні компоненти мікроструктури, без переривання процесу прокатки і таким чином з незначним ї- впливом на продуктивність прокатного стану.
Стальний лист, підданий гарячій прокатці і загартуванню, прямує таким чином на остаточну обробку - з5 охолоджуючим повітрям, яка завершується при температурі не вище, ніж точка перетворення Аг, яка не вище, ю ніж приблизно 550"С, і більш переважно не вище, ніж приблизно 5007"С. Цю остаточну холодну обробку проводять з метою поліпшення ударної в'язкості сталі, забезпечуючи достатньо істотне однорідне осадження часток дрібнодисперсного цементиту по всієї мікроструктурі дрібнозернистого нижчого бейніту |і дрібнозернистого рейкового мартенситу. Крім того, В залежності від Температури припинення загартування і « складу сталі, можуть сформуватися навіть більш тонко дисперговані осаджені частки Мо оС і карбонітридів пл») с ніобію і ванадію, які можуть збільшити міцність.
Й Товстолистова сталь, яка одержана за допомогою описаного способу, має високу міцність і високу ударну и?» в'язкість, при високій однорідності мікроструктури по всій товщині листа, незважаючи на низький вміст вуглецю. Наприклад, такий стальний лист звичайно має межу текучості щонайменше приблизно 830МПа,
Міцністю на розрив щонайменше приблизно 900МпПа і ударною в'язкістю (виміряною при -40"С, наприклад мЕ до) с щонайменше приблизно 120Дж, причому ці властивості прийнятні для використання сталі в трубопроводі. Крім того, знижується тенденція розм'якшення в зоні термічного впливу за рахунок наявності і додаткового утворення
Ш- в процесі зварювання, осадів карбонітридів ніобію і ванадію. Більш того значно знижується чутливість сталі до -І розтріскування під дією водню.
Зона термічного впливу (ЗТВ) в сталі розвивається в ході термічного циклу, викликаного зварюванням, ік причому вона може тягнутися приблизно на 2-5мм від лінії розплаву при зварюванні. У ЗТВ градієнт температури с складає, наприклад, приблизно від 1400 до 70073, причому цей інтервал охоплює область, в якій звичайно відбуваються явища розм'якшення, від зниженої до більш високої температури: розм'якшення за рахунок високої температури режиму відпустки і розм'якшення за рахунок аустенізації і повільного охолоджування. При знижених ов температурах, біля 7007С, присутні ванадій, і ніобій, і їх карбіди або карбонітриди, які запобігають або істотно мінімізують розм'якшення за рахунок збереження високої щільності дислокацій і субструктур; в той час
Ф) як при підвищених температурах, біля 850-9507С осаджується додаткова кількість карбідів або карбонітридів ка ванадію і ніобію, які мінімізують розм'якшення. Сумарний ефект в ході термічного циклу, викликаного зварюванням, полягає в тому, що втрата міцності в ЗТВ складає менше, ніж приблизно 1095, переважно менше, во ніж приблизно 595, відносно міцності основної сталі. Таким чином, міцність в зоні термічного впливу складає щонайменше приблизно 9095 від міцності основного металу, переважно, щонайменше приблизно 9595 від міцності основного металу. Міцність в ЗТВ зберігається, головним чином, завдяки тому, що загальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж приблизно 0,0бмас.95, а переважно, і ванадій, і ніобій присутній в сталі в концентрації більше, ніж приблизно О,0Змас.9о. 65 Як добре відомо з рівня техніки, трубопровід формується з листа, з використанням відомого процесу О-0-Е, в якому: листу надають О-образну форму ("0"), потім її перетворюють в кільцеву Форму ("0"), і цю О-форму,
після роликового зварювання, розширюють приблизно на 1905 ("Е"). Формування і розширення, разом з супутніми роботі ефектами зміцнення, забезпечують підвищену міцність трубопроводу.
Нижченаведені приклади служать для ілюстрації описаного вище винаходу.
Згідно з даним винаходом, переважна мікроструктура складається з переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, або їх сумішей. Конкретно, для найкращого поєднання міцності і ударної в'язкості, і стійкості до розм'якшення в ЗТВ, більш переважна мікроструктура складається з переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, зміцненого в доповнення до часток цементиту дрібнодисперсним і стабільним сплавом карбідів, що містить молібден, ванадій, ніобій або їх суміші. Конкретні приклади цих 7/0 Мікроструктур представлені нижче.
Вплив Температури припинення загартування на мікроструктуру 1. Борвмісні сталі з достатньою здібністю до зміцнення
Мікроструктура сталі, обробленої в процесі перерваного безпосереднього загартування (ПНЗ) при швидкості загартування приблизно від 20"С/с до 35"С/с, в основному регулюється здатністю сталі до зміцнення, яка /5 визначається такими композиційними параметрами, як вуглецевий еквівалент Се і Температура припинення загартування.
Борвмісні сталі з достатньою здібністю до зміцнення для товстолистової сталі, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного винаходу, а саме, з Се більше, ніж приблизно 0,45 і менше, ніж приблизно 0,7 особливо придатні для обробки в ПНЗ, забезпечуючи розширені можливості обробки для одержання цільових Мікроструктур (краще, переважно дрібнозернистий нижчий бСейніт) і механічних властивостей. Значення ТПЗ для цих сталей може знаходитися в широкому інтервалі, переважно приблизно від 550 до 1507С, і при цьому ще утворяться цільові мікроструктури і властивості. Коли ці сталі обробляють в ПНЗ при низькій Температурі припинення загартування, а саме приблизно при 200", їх мікроструктура представляє собою переважно спонтанно відпущений рейковий мартенсіт. Коли ТЗ зростає приблизно до 270"7С, мікроструктура трохи сч ов Відрізняється від тієї, яка була при ТПЗ біля 200"С, за винятком слабого укрупнення часток спонтанно відпущеного сітчастого мартенситу. У мікроструктурі зразка, обробленого при ТПЗ приблизно 2957С, виявлена і) суміш сітчастого мартенситу (основна частина) і нижчого бейніту. Однак, для рейкового мартенситу спостерігається значний спонтанний відпуск, що приводить до добре розвинених часток спонтанно відпущеного цементиту. Обернемося тепер до фіг.5, де на мікрофотографії 52 приведені мікроструктури згаданих вище со зо сталей, оброблених при ТПЗ біля 200"С, біля 27072 і біля 295"С. Знову розглянемо фіг.2А і 28, на яких приведені мікрофотографії в світлому і темному полі, що демонструють наявність великих часток цементиту при Ме
ТПЗ біля 29570. Ці особливості сітчастого мартенситу можуть привести до деякого зниження межі текучості; М однак міцність сталі, показаної на фіг.2А і 28, ще відповідає вимогам для трубопроводу. Обернемося тепер до фіг.З і 5: при збільшенні ТПЗ до значення приблизно 3857 мікроструктура сталі являє собою переважно нижчий ї- бейніт, як видно з фіг.3 і мікрофотографії 54 на фіг.5. На фіг.3, електронно-мікроскопічному знімку на ю просвічування в світлому полі, виявляються характерні осаджені частки цементиту в матриці нижчого бейніту. У сплавах цього прикладу мікроструктура нижчого бейніту характеризується чудовою стабільністю в ході термічного впливу, яка чинить опір розм'якшенню навіть в дрібнозернистій і міжкритичній зоні термічного впливу при зварюванні. Це можна пояснити наявністю дуже дрібного сплаву карбонітридів, що містять молібден, « ванадій і ніобій. в с На фіг4А і 48 приведені електронно-мікроскопічні знімки на просвічування, відповідно в світлому і . темному полі, які демонструють наявність часток карбідів, що мають діаметр менше, ніж приблизно 1ТОнм. Ці и?» дрібні частки карбідів можуть забезпечити значне збільшення межі текучості.
На фіг.5 представлене зведення спостережень мікроструктур і властивостей, одержаних на зразку бористої сталі з переважними варіантами хімічного складу. Цифри під точками експериментальних даних означають с Температуру припинення загартування в градусах Цельсію, при якій отримані ці дані. Для цієї конкретної сталі, при збільшенні ТПЗ вище за 5007С, наприклад, приблизно до 515"С, переважним компонентом мікроструктури
Ш- стає вищий бСейніт, як видно з мікрофотографії 56 на фіг.5. Крім того, при ТПЗ біля 5157С утвориться невелика, -І але помітна кількість фериту, що також ілюструється мікрофотографією 56 на фіг.5. Сумарним результатом є те, 5р що істотно знижується міцність, без відповідного поліпшення ударної в'язкості. У цьому досвіді було і, встановлено, що потрібно уникати значних кількостей вищого бейніту і особливо переважання мікроструктур с вищого бейніту, щоб одержати хороше поєднання міцності і ударної в'язкості. 2. Борвмісні сталі збідненого складу.
Коли борвмісні сталі збідненого складу (Се менше, ніж приблизно 0,5 і більше, ніж приблизно 0,3) обробляють в ПНЗ, отримуючи стальні листи, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного винаходу, мікроструктури, що утворюються можуть містити різні кількості проевтектоїдного і евтектоїдного
Ф) феритів, які являють собою набагато більш м'які фази, ніж мікроструктури сталі нижчого бейніту і сітчастого ка мартенситу. Для досягнення цілей даного винаходу по міцності, загальна кількість м'яких фаз повинна бути меншою, ніж приблизно 4095. У межах цього обмеження феритвмісні бористі сталі, оброблені в ПНЗ, можуть во забезпечити досить привабливе значення ударної в'язкості при високому рівні міцності, як показано на фіг.5 для більш збідненої, борвмісної сталі з ТПЗ приблизно 2007С. Ця сталь характеризується сумішшю фериту і спонтанно відпущеним рейковим мартенситом, причому остання фаза переважає в цьому зразку, як видно з мікрофотографії 58 на фіг.5. 3. Сталі з достатньою зміцненістю, що практично не містять бору 65 Для сталей даного винаходу, що практично не містять бору, потрібний підвищений вміст інших легуючих елементів, в порівнянні з борвмісними сталями, для того щоб досягнути той же самий рівень зміцненості. Тому ці сталі, що практично не містять бору, характеризуються високим вуглецевим еквівалентом, переважно більше, ніж приблизно 0,5 і менше, ніж приблизно 0,7, для того щоб їх можна було ефективно обробити і одержати прийнятну мікроструктуру і властивості для листів стали, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного винаходу. На фіг.б приведені дані вимірювань механічних властивостей, одержані для сталі, що практично не містить бору, з переважними варіантами хімічного складу (квадрати), які зіставлені з даними механічних властивостей для борвмісних сталей даного винаходу (кружки). Цифри у кожної експериментальної точки означають Температуру припинення загартування (в "С), при якій одержані ці дані. Були проведені дослідження властивостей мікроструктури для сталі, що практично не містить бору. При ТПЗ, рівній 5347 7/о Мікроструктура сталі являє собою переважно ферит з осадами плюс вищий бейніт і двійниковий мартенсит. При
ШЗ рівній 4617С мікроструктура являє собою переважно вищий і нижчий бейніт. При ТПЗ рівній 4287 мікроструктура являє собою переважно нижчий бейніт з осадами. При ТПЗ рівній 380" і 2007С мікроструктура являє собою переважно сітчастий мартенсит з осадами. У цьому прикладі було встановлено, що потрібно уникати значних кількостей вищого бейніту і особливо переважання мікроструктур вищого бейніту, щоб одержати /5 Хороше поєднання міцності і ударної в'язкості. Більш того, також потрібно уникати дуже високих значень
Температури припинення загартування, оскільки змішані мікроструктури фериту і двійникового мартенситу не забезпечують хороше поєднання міцності і ударної в'язкості. Коли сталі, що практично не містять бору, обробляють в ПНЗ при Температурі припинення загартування приблизно З380"С, їх мікроструктура являє собою переважно сітчастий мартенсит, як показано на фіг.7. З цього електронно-мікроскопічного знімка на просвічування в світлому полі, видна чітка, паралельна сітчаста структура з високою щільністю дислокацій, за рахунок якої досягається висока міцність цієї структури. Передбачається, що ця мікроструктура є бажаною з точки зору високої міцності і ударної в'язкості. Однак примітаю, що ударна в'язкість не так велика, в порівнянні з тією, що досягається для мікроструктур з переважно нижчим бейнітом, одержаних в борвмісних сталях даного винаходу при еквівалентних значеннях Температури припинення загартування в ПНЗ, або, с звичайно, при Температурах припинення загартування таких низьких, як приблизно 200"С. Коли ТПЗ збільшується приблизно до 428"С, мікроструктура сталі швидко змінюється від структури, що містить рейковий і) мартенсит, до структури, що містить переважно нижчий бейніт. На фіг.8, електронно-мікроскопічному знімку на просвічування в світлому полі, в зразку сталі "ОО" (згідно табл. 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з
Температурою припинення загартування, рівною приблизно 428"С, виявлені характерні осаджені частки со зо цементиту в матриці нижчого бейніту. У сплавах цього зразка мікроструктура нижчого бейніту характеризується відмінною стабільністю при термічному впливі, стійкістю до розм'якшення, навіть в дрібнозернистій, і Ме) субкритичній, і межкритичній зоні термічного впливу в зварних виробах. Це можна пояснити наявністю дуже М дрібних сплавних карбонітридів, типу що містять молібден, ванадій і ніобій.
Коли Температура припинення загартування підвищується приблизно до 4607С, мікроструктура сталі з ї- зв переважно нижчим бейнітом, замінюється на іншу, що містить суміш вищого і нижчого бейніту. Як можна було ю чекати, це підвищення Температури припинення загартування приводить до зниження міцність. Це зниження міцності супроводиться падінням ударної в'язкості, що приписується наявності значної об'ємної частки вищого бейніту. На фіг.9 представлений електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому показана область зразка сталі "ОО" (згідно табл.2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою « припинення загартування, рівною приблизно 4612С. На мікрофотографії проявляється сітка вищого бейніту, яка з с відрізняється наявністю пластинок цементиту на кордонах феритних сіток бейніту. . При ще більш високій Температурі припинення загартування, наприклад 534"С, мікроструктура сталі и?» складається з суміші осаду, що містить ферит і двійниковий мартенсит. Електронно-мікроскопічні знімки на просвічування в світлому полі, представлені на фіг1ОА і 10В, взяті з областей зразка сталі "Ю" (згідно табл.2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно с 534"С. У цьому зразку утворюється значна кількість фериту, що містить осад, поряд з крихким двійниковим мартенситом. Сумарним результатом є те, що істотно знижується міцність, без відповідного поліпшення ударної ш- в'язкості. -І Для одержання прийнятних властивостей сталей даного винаходу, що практично не містять бору, 5р пропонується відповідний інтервал Температури припинення загартування, переважно від 200" до 450"7С, при ік цьому утворюються бажані структури і властивості сталі. При температурі нижче приблизно 150"С, сітчастий с мартенсит є дуже жорстким для оптимальної ударної в'язкості, в той час як при температурі вище приблизно 4507С, спочатку в сталі утвориться дуже багато вищого бейніту і послідовно зростаючі кількості фериту, з шкідливим осадом, і остаточно утвориться двійниковий мартенсит, який приводить до поганої ударної в'язкості дв Цих зразків.
Властивості мікроструктури цих сталей, що практично не містять бору, є результатом не так бажаних (Ф, характеристик перетворень в сталі при безперервному охолоджуванні. У відсутність добавки бору утворення ка зародків фериту не заглушується так ефективно, як у випадку борвмісної сталі. У результаті, при високих значеннях Температури припинення загартування спочатку утворяться значні кількості фериту в ході бо перетворення, що спричиняє розділення вуглецю в аустеніті, що залишився, який в подальшому перетворюється у високовуглецевий двійниковий мартенсіт. По-друге, у відсутність добавки бору в сталь, аналогічно не заглушується перетворення у вищий бейніт, що приводить до небажаним змішаним мікроструктурам вищого і нижчого бейніту, які не мають відповідних властивостей ударної в'язкості. Проте, у випадку коли в сталепрокатному цеху немає досвіду послідовного виробництва борвмісної сталі, обробку в ПНЗ ще можна 65 ефективно використати для одержання сталей з винятковою міцністю і ударною в'язкістю, при умові дотримання сформульованих вище правил при обробці цих сталей, особливо відносно Температури припинення загартування.
Стальні заготовки, оброблені згідно з даним винаходом, переважно піддають відповідному повторному нагріву до прокатки, для того щоб викликати бажані впливи на мікроструктуру. Метою повторного нагрівання є
Значне розчинення в аустеніті карбідів і карбонітридів молібдену, ніобію і ванадію, з тим щоб ці елементи могли повторно осадитися пізніше, в ході обробки сталі, в більш бажаному вигляді, тобто у вигляді дрібних часток в аустеніті або в продуктах перетворення аустеніту, до загартування, а також при охолоджуванні і зварюванні. У даному винаході повторне нагрівання здійснюють при температурах в інтервалі приблизно від 1000 до 1250" С, і переважно приблизно від 1050 до 115070. 70 Розробка складу сплаву і його термомеханічна обробка пристосовані для одержання такого балансу відносно сильних агентів формування карбонітридів, особливо ніобію і ванадію: приблизно одна третина цих елементів переважно осаджується в аустеніті до загартування, приблизно одна третина цих елементів переважно осаджується в продуктах перетворення аустеніту при охолоджуванні після загартування, приблизно одна третина цих елементів переважно залишається в твердому розчині, щоб вони були доступні для осадження в зоні термічного впливу, для того щоб поліпшити процес звичайного розм'якшення, що спостерігається в сталях, що мають межу текучості більше, ніж 550МПа.
Режим прокатки, використаний для одержання зразків сталі, поданий в таблиці 1. ю ою юю аю сч 461 25 511 о юс 30 Ці зразки сталі загартовували від кінцевої температури прокатки до Температури припинення загартування з швидкістю охолоджування 35"С/секунда, з подальшим охолоджуванням повітрям до температури (22) навколишнього середовища. При цій обробці ПНЗ отримують бажану мікроструктуру, що містить переважно їч- дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші.
Звертаючись знову до фіг.б, можна бачити, що можна підготувати склад і отримати сталь О (табл.2), яка і - з5 практично не містить бору (нижній ряд експериментальних точок, сполучених пунктирною лінією), а також сталі Н ю і Ї (табл. 2), які містять задану невелику кількість бору (верхній ряд експериментальних точок, між паралельними лініями), таким чином, що ці сталі мають міцність на розтягнення більше за 900МПа і ударну в'язкість при -40"С понад 120Дж, наприклад, МЕ 40, понад 120Дж. У кожному випадку одержана сталь характеризується переважно дрібнозернистим нижчим бейнітом і/або дрібнозернистим сітчастим мартенситом. «
Як показано експериментальною точкою, поміченою "534" (означає Температуру припинення загартування в ш-в с градусах Цельсію, при якій отримано цей зразок), коли технологічні параметри знаходяться поза межами способу даного винаходу, мікроструктура (ферит з осадами плюс вищий бейніт і/або двійниковий мартенсит або и Н м . . . . . и» сітчастий мартенсит), що утворилася не є цільовою мікроструктурою сталі даного винаходу, причому міцність на розтягнення або ударна в'язкість, або обидва показники стають гірше заданих меж для застосування сталі в 415 трубопроводах. с Приклади сталей, складених відповідно до даного винаходу, приведені в таблиці 2. Сталі, позначені як "А" -"О", практично не містять бору, тоді як зразки "Е" - "І" містять добавку бору. - Таблиця П - Склад експериментальних сталей спря сне виш ке сте не сснксетьнянн се) Вміст домішки (мас. 5) Й (рування со |та | с | я | ма) мс! с! мо| | У | пі м| ві| мі в в
А Ц|оою! 007 | 179 |035) -- | 06 | озо | ооо | ооо | оо12|оог:| -- | хом сово | лою і; (в сов| ост 1 035) -- 06 |озо|0о1 | оп |о012|о0ою| -- | 2019 | охо | лоов 5 | є сот ост 15 Гоз5| -- 1 о | озо| пою олег | осі? оо --7| вив-| мох | лов) осів | осв
Ф) в з| 04 | ов |о4в|003а| 0052 | осіз|оота| -- лою) оо| ов т | ж оою) 007 162035) | -- /о20|00ю| олво 0015 ооо єю) от! сохо| 0006) кове оо | тяо |оз5| -- | -- | ого|оою ол (осі5|оою | ков кох | охо | «осв - | є сою| от 8. |оз5/ 3 -- | оо 0032 | ооєх | остя | 00. ков | кві | 050 бот но оюті оо 191 |о35| -- 025 030001 лев | ооі5| 0019 | ло | сов | оо | «ооо 1 ою сло | 19510351 -- | 0301030 | ооо | 5» | оом | оса | лю | лот | «ово | ото
Сталі, оброблені згідно з способом даного винаходу придатні для використання у виробництві трубопроводів, б5 але не обмежуються цим застосуванням. Такі сталі можуть бути використані в інших областях, наприклад як конструкційні сталі.
Хоч цей винахід описано у вигляді переважних варіантів здійснення, потрібно розуміти, що можуть бути зроблені інші модифікації, без відхилення від об'єму винаходу, який викладений в поданій нижче формулі винаходу.
Словник термінів
Точка перетворення Ас): температура, при якій в ході нагрівання починає формуватися аустеніт.
Точка перетворення Аг;: температура, при якій В ході охолоджування закінчується перетворення аустеніту в ферит або ферит плюс цементит.
Точка перетворення Агз: температура, при якій в ході охолоджування аустеніт починає перетворюватися в 7/0 ферит.
Цементит: карбіди заліза.
Се (вуглецевий еквівалент): добре відомий технічний термін, що використовується для визначення здібності до зварювання; також Се - мас.9оС ї мас.боМп/б т (мас.боСт ї- мас.УоМо ж мас.90М)/5 ж (мас.доСи ж- мас.9оМі)/15.
ЕЗ5Р являє собою показник, пов'язаний з регулюванням форми сульфідних включень в сталі, також
ЕЗ5Р - (мас.уо Са)1 - 124(мас.бо ОД, 25(мас.бо 5).
Ее23 (С, В)с: тип борокарбіду заліза.
ЗтВ: зона термічного впливу.
ПНЗ: перерване безпосереднє загартування.
Збіднений хімічний склад: Се менше, ніж приблизно 0,50.
Мо»с: тип карбіду молібдену.
МЬ(З3, М): карбонітрид ніобію.
Рем: добре відомий технічний термін для вираження здібності до зварювання, також Рсм - мас.бС жк мас.бові(ЗО т (мас. 90Мп жк мас. 9оСив мас.бо Ст)/20 - Мас.9оМі/60 т мас.9оМо/15 ї мас.96у/10 «т 5 (мас. 908)).
Переважно: як використовується в описі даного винаходу, означає щонайменше приблизно 5006.90. с
Загартування: як використовується в описі даного винаходу, означає прискорене охолоджування за допомогою будь-якого засобу, при якому використовується текуче середовище, вибране для забезпечення і) збільшення швидкості охолоджування сталі, в порівнянні з охолоджуванням сталі повітрям.
Швидкість загартування (охолоджування): швидкість охолоджування в центрі, або практично в центрі товщини листа. со зо Температура припинення загартування (ТЗ): сама висока, або практично найвища температура, яка реалізовується на поверхні листа після припинення загартування внаслідок тепла, перенесеного з середини б» товщини листа. ї-
РЗМ: рідкісноземельні метали.
Температура Тур: температура, нижче за яку не відбувається рекристалізація аустеніту. ї-
М(3, М): карбонітрид ванадію. ю
МЕ до: енергія удару, що визначається у випробуванні зразків з М-надрізом по Шарлі при -4070.
Claims (14)
- Формула винаходу « Шо що Й ші с 1. Низьколегована сталь, яка відрізняється тим, що має міцність на розрив щонайменше 900 МПа (130 тис.фунтів/ кв. дюйм), ударну в'язкість, виміряну у випробуванні зразків з М - подібним надрізом по Шарпі при :з» -407 С щонайменше 120 Дж (90 футо-фунтів) і практично невідпущену мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит або їх суміші, перетворену з практично нерекристалізованих зерен аустеніту, причому ця сталь містить залізо і такі добавки в мас.9о: сл від 0,03 до 0,10 вуглецю (С), від 1,6 до 2,1 марганцю (Мп), - від 0,01 до 0,10 ніобію (Мб), -І від 0,01 до 0,10 ванадію (М), від 0,3 до 0,6 молібдену (Мо), іс) від 0,005 до 0,03 титану (Ті), со від 0,001 до 0,006 азоту (М), до 0,6 кремнію (51), до 0,06 алюмінію (А), до 1,0 міді (Си), до 1,0 хрому (Ст), (Ф) при цьому показник Сед більше або дорівнює 0,5 та менше або дорівнює 0,7, а показник Рст менше або ГІ дорівнює 0,35.
- 2. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку, вибрану з групи в во мас.бо: до 1,0 МІ, до 1,0 Ст, до 0,006 Са, до 0,02 рідкісноземельних металів (РЗМ), 65 до 0,006 Ма.
- 3. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить дрібний осад цементиту.
- 4. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить осади карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену.
- 5. Сталь за п. 4, яка відрізняється тим, що загальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж 0,06 мас. оо.
- 6. Сталь за п. 4, яка відрізняється тим, що індивідуальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж О, 03 мас.9б.
- 7. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана мікроструктура сталі являє собою переважно дрібнозернистий нижчий бейніт. 70
- 8. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що має вигляд листа, товщина якого щонайменше 10 мм.
- 9. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,05 до 0,09 масобо С.
- 10. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить від 0,2 до 1,0 мас.Оо Мі.
- 11. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,03 до 0,06 мас.бо МБ.
- 12. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,03 до 0,08 мас.бо М.
- 13. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,015 до 0,02 мас.9о Ті.
- 14. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,001 до 0,06 мас.9о АЇ. се (о) (ее) Ге) ча ча І -с . а 1 -І -І о 50 со (Ф) ко бо б5
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US5396497P | 1997-07-28 | 1997-07-28 | |
| PCT/US1998/015630 WO1999005334A1 (en) | 1997-07-28 | 1998-07-28 | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels wit h superior toughness |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| UA57798C2 true UA57798C2 (uk) | 2003-07-15 |
Family
ID=21987778
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| UA2000021128A UA57798C2 (uk) | 1997-07-28 | 1998-07-28 | Низьколегована сталь |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6224689B1 (uk) |
| EP (1) | EP1025271B1 (uk) |
| JP (1) | JP4105380B2 (uk) |
| KR (1) | KR100375085B1 (uk) |
| CN (1) | CN1087357C (uk) |
| AT (1) | ATE307912T1 (uk) |
| AU (1) | AU736152B2 (uk) |
| BR (1) | BR9811059A (uk) |
| CA (1) | CA2295586C (uk) |
| DE (1) | DE69832088T2 (uk) |
| ES (1) | ES2251096T3 (uk) |
| RU (1) | RU2215813C2 (uk) |
| UA (1) | UA57798C2 (uk) |
| WO (1) | WO1999005334A1 (uk) |
Families Citing this family (32)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3519966B2 (ja) * | 1999-01-07 | 2004-04-19 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法 |
| US6540848B2 (en) | 2000-02-02 | 2003-04-01 | Kawasaki Steel Corporation | High strength, high toughness, seamless steel pipe for line pipe |
| US6782921B1 (en) * | 2000-06-09 | 2004-08-31 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel pipe excellent in formability and burst resistance |
| WO2002022904A1 (fr) * | 2000-09-12 | 2002-03-21 | Nkk Corporation | Plaque en acier ecroui presentant une tres haute resistance a la traction et procede de production |
| US6650457B2 (en) * | 2001-05-21 | 2003-11-18 | Gentex Corporation | Rearview mirror constructed for efficient assembly |
| US7048810B2 (en) * | 2001-10-22 | 2006-05-23 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method of manufacturing hot formed high strength steel |
| CA2468163A1 (en) | 2001-11-27 | 2003-06-05 | Exxonmobil Upstream Research Company | Cng fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles |
| US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
| CN100335670C (zh) * | 2002-02-07 | 2007-09-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
| AU2003292689A1 (en) * | 2003-10-17 | 2005-05-05 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility and ductility |
| JP4781767B2 (ja) * | 2005-10-05 | 2011-09-28 | 三菱重工業株式会社 | 高温用構造体の製造方法 |
| BRPI0617763A2 (pt) * | 2005-10-24 | 2011-08-02 | Exxonmobil Upstream Res Co | aço de fase dupla de resistência elevada com razão de deformação baixa, alta dureza e capacidade de fundição superior |
| JP4751224B2 (ja) * | 2006-03-28 | 2011-08-17 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管およびその製造方法 |
| KR100851189B1 (ko) * | 2006-11-02 | 2008-08-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| US8357252B2 (en) * | 2007-01-31 | 2013-01-22 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel having favorable delayed fracture resistance and method for manufacturing the same |
| KR101018131B1 (ko) * | 2007-11-22 | 2011-02-25 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법 |
| CN102282281B (zh) | 2009-05-19 | 2013-09-18 | 新日铁住金株式会社 | 焊接用钢材及其制造方法 |
| TWI365915B (en) * | 2009-05-21 | 2012-06-11 | Nippon Steel Corp | Steel for welded structure and producing method thereof |
| CN102549188B (zh) * | 2009-09-30 | 2014-02-19 | 杰富意钢铁株式会社 | 具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法 |
| US9011936B2 (en) * | 2009-10-16 | 2015-04-21 | Naturex, S.A. | Extract of Rosmarinus officinalis L. leaves for pharmaceutical applications |
| CN101805820A (zh) * | 2010-04-22 | 2010-08-18 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种塑料模具钢的预硬化处理方法 |
| CN102011068B (zh) * | 2010-12-13 | 2012-07-25 | 首钢总公司 | 一种800MPa级低屈强比结构钢板及其生产方法 |
| US10974349B2 (en) * | 2010-12-17 | 2021-04-13 | Magna Powertrain, Inc. | Method for gas metal arc welding (GMAW) of nitrided steel components using cored welding wire |
| CN103060690A (zh) | 2013-01-22 | 2013-04-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度钢板及其制造方法 |
| WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
| CN105506494B (zh) | 2014-09-26 | 2017-08-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 |
| JP6314921B2 (ja) * | 2015-06-25 | 2018-04-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| KR20170074319A (ko) * | 2015-12-21 | 2017-06-30 | 주식회사 포스코 | 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법 |
| CN106906413A (zh) | 2015-12-22 | 2017-06-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
| KR101736638B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-05-30 | 주식회사 포스코 | 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| CN106636590B (zh) * | 2016-12-02 | 2018-04-03 | 燕山大学 | 一种可替代调质处理的中碳钢热机械处理方法 |
| CN114959439B (zh) * | 2021-02-25 | 2023-05-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强韧贝氏体地质钻探管及其制造方法 |
Family Cites Families (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
| JPS605647B2 (ja) | 1981-09-21 | 1985-02-13 | 川崎製鉄株式会社 | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPH02250941A (ja) * | 1989-03-24 | 1990-10-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低炭素クロムモリブデン鋼及びその製造方法 |
| JP3246993B2 (ja) * | 1993-10-29 | 2002-01-15 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JPH07292416A (ja) | 1994-04-22 | 1995-11-07 | Nippon Steel Corp | 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
| JP3550726B2 (ja) | 1994-06-03 | 2004-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPH08104922A (ja) | 1994-10-07 | 1996-04-23 | Nippon Steel Corp | 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 |
| US5545270A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability |
| US5531842A (en) * | 1994-12-06 | 1996-07-02 | Exxon Research And Engineering Company | Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219) |
| US5900075A (en) | 1994-12-06 | 1999-05-04 | Exxon Research And Engineering Co. | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US5545269A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| JPH08176659A (ja) | 1994-12-20 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| US5798004A (en) | 1995-01-26 | 1998-08-25 | Nippon Steel Corporation | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| US5755895A (en) | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| JPH08311549A (ja) | 1995-03-13 | 1996-11-26 | Nippon Steel Corp | 超高強度鋼管の製造方法 |
| JPH08311550A (ja) | 1995-03-13 | 1996-11-26 | Nippon Steel Corp | 超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
| JPH08311548A (ja) | 1995-03-13 | 1996-11-26 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
| JP3314295B2 (ja) | 1995-04-26 | 2002-08-12 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP3612115B2 (ja) | 1995-07-17 | 2005-01-19 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 |
| JP3258207B2 (ja) | 1995-07-31 | 2002-02-18 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れた超高張力鋼 |
-
1998
- 1998-07-28 US US09/123,859 patent/US6224689B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 JP JP2000504300A patent/JP4105380B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 CN CN98807745A patent/CN1087357C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 RU RU2000104834/02A patent/RU2215813C2/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-07-28 ES ES98938068T patent/ES2251096T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 KR KR10-2000-7000910A patent/KR100375085B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-07-28 BR BR9811059-4A patent/BR9811059A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-07-28 CA CA002295586A patent/CA2295586C/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 AT AT98938068T patent/ATE307912T1/de active
- 1998-07-28 EP EP98938068A patent/EP1025271B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 WO PCT/US1998/015630 patent/WO1999005334A1/en active IP Right Grant
- 1998-07-28 UA UA2000021128A patent/UA57798C2/uk unknown
- 1998-07-28 DE DE69832088T patent/DE69832088T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 AU AU86674/98A patent/AU736152B2/en not_active Ceased
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US6224689B1 (en) | 2001-05-01 |
| KR20010022331A (ko) | 2001-03-15 |
| JP2001511481A (ja) | 2001-08-14 |
| KR100375085B1 (ko) | 2003-03-07 |
| BR9811059A (pt) | 2000-09-19 |
| AU736152B2 (en) | 2001-07-26 |
| CN1265711A (zh) | 2000-09-06 |
| RU2215813C2 (ru) | 2003-11-10 |
| AU8667498A (en) | 1999-02-16 |
| EP1025271A1 (en) | 2000-08-09 |
| EP1025271B1 (en) | 2005-10-26 |
| WO1999005334A1 (en) | 1999-02-04 |
| ES2251096T3 (es) | 2006-04-16 |
| JP4105380B2 (ja) | 2008-06-25 |
| EP1025271A4 (en) | 2001-07-18 |
| DE69832088T2 (de) | 2006-07-13 |
| DE69832088D1 (de) | 2005-12-01 |
| CA2295586A1 (en) | 1999-02-04 |
| CN1087357C (zh) | 2002-07-10 |
| ATE307912T1 (de) | 2005-11-15 |
| CA2295586C (en) | 2007-05-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| UA57798C2 (uk) | Низьколегована сталь | |
| AU736035B2 (en) | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness | |
| AU736037B2 (en) | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness | |
| AU736078B2 (en) | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness | |
| JP2020509181A (ja) | 低温靭性及び後熱処理特性に優れた耐サワー厚板鋼材及びその製造方法 | |
| JPH0453929B2 (uk) | ||
| JPH07109519A (ja) | 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 | |
| JPH05148545A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH0390516A (ja) | 高強度高靭性鋼管材料の製造方法 |