UA59411C2 - Низьколегована конструкційна сталь (варіанти) та спосіб одержання листа сталі (варіанти) - Google Patents
Низьколегована конструкційна сталь (варіанти) та спосіб одержання листа сталі (варіанти) Download PDFInfo
- Publication number
- UA59411C2 UA59411C2 UA2000021130A UA00021130A UA59411C2 UA 59411 C2 UA59411 C2 UA 59411C2 UA 2000021130 A UA2000021130 A UA 2000021130A UA 00021130 A UA00021130 A UA 00021130A UA 59411 C2 UA59411 C2 UA 59411C2
- Authority
- UA
- Ukraine
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- fine
- parameter
- sheet
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 306
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 306
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 99
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 79
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 77
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 76
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 64
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 59
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 23
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims abstract description 18
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 11
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 66
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 66
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 47
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 46
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 43
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 42
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 37
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 24
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 21
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 21
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 15
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims description 13
- 230000007423 decrease Effects 0.000 claims description 11
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 11
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 claims description 10
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 claims 4
- 239000010955 niobium Substances 0.000 abstract description 45
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 45
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 44
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 24
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 18
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 16
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 15
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 15
- 239000010949 copper Substances 0.000 abstract description 15
- 239000010936 titanium Substances 0.000 abstract description 13
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 12
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 11
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 9
- 239000010703 silicon Substances 0.000 abstract description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 9
- 239000011575 calcium Substances 0.000 abstract description 7
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 5
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 abstract description 5
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 abstract description 4
- 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 description 3
- 238000009863 impact test Methods 0.000 abstract 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 36
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 36
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 35
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 35
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 32
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 27
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 26
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 23
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 22
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 19
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 18
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 17
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 16
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 15
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 15
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 13
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 12
- 230000008569 process Effects 0.000 description 12
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 12
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 11
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 11
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 11
- 239000000047 product Substances 0.000 description 11
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 10
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 10
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 9
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 8
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 8
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 8
- 208000017787 Paraneoplastic neurologic syndrome Diseases 0.000 description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 6
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 6
- 229910000712 Boron steel Inorganic materials 0.000 description 5
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 5
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 5
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 4
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 4
- 230000009471 action Effects 0.000 description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 230000000875 corresponding effect Effects 0.000 description 3
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 3
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- -1 that is Substances 0.000 description 3
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 3
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 2
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 2
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 2
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 2
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 2
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 2
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 238000005086 pumping Methods 0.000 description 2
- 239000013049 sediment Substances 0.000 description 2
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 2
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 2
- PFFIDZXUXFLSSR-UHFFFAOYSA-N 1-methyl-N-[2-(4-methylpentan-2-yl)-3-thienyl]-3-(trifluoromethyl)pyrazole-4-carboxamide Chemical compound S1C=CC(NC(=O)C=2C(=NN(C)C=2)C(F)(F)F)=C1C(C)CC(C)C PFFIDZXUXFLSSR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QIJNJJZPYXGIQM-UHFFFAOYSA-N 1lambda4,2lambda4-dimolybdacyclopropa-1,2,3-triene Chemical compound [Mo]=C=[Mo] QIJNJJZPYXGIQM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 description 1
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 241001608711 Melo Species 0.000 description 1
- 229910039444 MoC Inorganic materials 0.000 description 1
- 241000124033 Salix Species 0.000 description 1
- 244000191761 Sida cordifolia Species 0.000 description 1
- 235000015278 beef Nutrition 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000002041 carbon nanotube Substances 0.000 description 1
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000001143 conditioned effect Effects 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 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
- 238000013213 extrapolation Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 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
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 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
- AADMRFXTAGXWSE-UHFFFAOYSA-N monoacetoxyscirpenol Natural products CC(=O)OC1C(O)C2OC3(C)C=C(C)CCC3(CO)C1(C)C24CO4 AADMRFXTAGXWSE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002574 poison Substances 0.000 description 1
- 231100000614 poison Toxicity 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 1
- 238000005541 quenching (cooling) Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 101150041594 soti gene Proteins 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 1
- CADICXFYUNYKGD-UHFFFAOYSA-N sulfanylidenemanganese Chemical compound [Mn]=S CADICXFYUNYKGD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 239000003760 tallow Substances 0.000 description 1
- 238000005382 thermal cycling Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 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
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- 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
- C22C38/08—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
- C22C38/12—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
- 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
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
Abstract
Товстолистова сталь, яка має міцність на розрив щонайменше приблизно 930 МПа, ударну в'язкість, виміряну при дослідженні зразків із V-надрізом за Шарпі при -40°С, щонайменше приблизно 120 Дж, і мікроструктуру, що містить щонайменше приблизно 90 об. % суміші дрібнозернистого нижього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 указаної суміші є дрібнозернистий нижній бейніт, перетворений із нерекристалізованого аустеніту, який має середній розмір зерен менший, ніж приблизно 10 мкм, і яка містить залізо і певні масові проценти добавок: вуглецю, кремнію, марганцю, міді, нікелю, ніобію, титану, алюмінію, кальцію, рідкісноземельних металів і магнію, одержана нагріванням стальної заготівки до температури; потім зменшують товщину заготівки, одержуючи лист, за один або декілька проходів на гарячих валках (10) у першому інтервалі температур, у якому аустеніт рекристалізується; додатково зменшують товщину зазначеного листа, за один або декілька проходів на гарячих валках (10) у другому інтервалі температур, в якому аустеніт не рекристалізується; гартують (12) зазначений лист до температури припинення загартування (16); і припиняють це загартування, і дають зазначеному листу остудитися холодним повітрям (18) до температури навколишнього середовища.
Description
Опис винаходу
Цей винахід відноситься до надміцної, яка зварюється, товстолистової сталі. що має прекрасну ударну в'язкість, і до трубопроводів, які виготовляються з неї. Більш конкретно, цей винахід відноситься до надміцної, яка зварюється, низьколегованої, трубопровідної сталі з високою ударною в'язкістю, у якій мінімізована втрата міцності в зоні термічного впливу (ЗТВ), відносно решти трубопроводу і до способу одержання товстолистової сталі, із якої виготовляють трубопровід.
Даний винахід може бути використаний у виробництві трубопроводів і зварних ємностей.
Рівень техніки
В даний час при промисловому використанні трубопроводу його сталь має найбільшу границю текучості приблизно 550МПа. У промисловості є трубопровідні сталі з підвищеною границею текучості, наприклад, приблизно до 690МПа, але, наскільки відомо заявнику, вони не використовуються в промисловому виробництві трубопроводів. Більш того, як описано в патентах США МоМо5545269, 5545270 і 5531842 (Коу і Лутона), було 72 установлено, що практично виробляти надміцні марки сталі з границею текучості щонайменше приблизно 830МпПа і границею міцності на розрий щонайменше приблизно 900МПа, як вихідний матеріал для трубопроводів
Міцність сталі, описана Коу і Лутоном у патенті США Мо5545269, досягнута шляхом балансу між хімією сталі і технологією оброблення, в результаті чого була одержана однорідна мікроструктура, у яку входять головним чином дрібнозернистий відпущений мартенсит і бейніт, які зміцнюються вдруге 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 надміцної сталі, у якому сталь гартують від кінцевої температури гарячого прокатування до температури не вище, ніж 400"С із швидкістю щонайменше 207 у секунду, краще приблизно 307"С у секунду, щоб одержати в основному мікроструктури мартенситу і бейніту.
Більш того, для досягнення намічених мікроструктури і властивостей у винаході Коу і Лутона потрібно, щоб с товстолистова сталь була піддана повторному процесу зміцнення на додатковій технологічній стадії, що включає (3 відпуск охолодженого водою листа при температурі не вище, ніж точка перетворення Асі. тобто, температурі, при який у ході нагрівання починає формуватися аустеніт, протягом часу, якого достатньо для того, щоб викликати осадження Е-фази міді і деяких карбідів або нітридів, або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену. Ця додаткова технологічна стадія відпуску після загартовування суттєво збільшує витрати на -- виробництво сталевого листа. Тому бажано розробити нову методику переробки сталі, у якій обходяться без «-- стадії відпалу і у той же час ще досягаються бажані механічні властивості. Крім того, стадія відпуску, хоч і необхідна для потрібного зміцнення з одержанням цільових мікроструктури і властивостей, також приводить до М відношення границя текучості/міцність розриву вище 0,93. З точки зору кращої конструкції трубопроводу, бажано ду підтримувати відношення границя текучості/ міцність розтягу нижче 0,93, зберігаючи високу границю текучості і 3о міцність на розтяг. о
Існує потреба в трубопроводах із підвищеною міцністю, у порівнянні з існуючими в даний час, для транспорту сирої нафти і природного газу на дуже далекі відстані. Ця потреба обумовлена необхідністю а) збільшення ефективності транспортування за рахунок застосування підвищеного тиску газу і б) зниження витрат -«Ф на матеріали і прокладку траси, шляхом зменшення товщини стінки і зовнішнього діаметра трубопроводу. У З 50 результаті збільшується попит на трубопроводи з підвищеною міцністю, у порівнянні з існуючими в даний час. с Отже, задачею даного винаходу є розроблення композицій сталі та альтернативної технології для одержання
Із» дешевої, низьколегованої, надміцної товстолистової сталі і виробництва з неї трубопроводу, висока міцність якої досягається без необхідності в стадії відпуску для одержання повторного зміцнення. Крім того, іншою задачею даного винаходу є розроблення високоміцної товстолистової сталі для трубопроводу, яка підходить для конструювання трубопроводів і для якої відношення границя текучості/ міцність роз рику складає нижче, ніж і-й приблизно 0,93. (се) Проблемою, зв'язаної з винятково міцною сталлю, тобто сталлю, що має границю текучості більшу, ніж приблизно 550МПа. є розм'якшення в зоні термічного впливу (ЗТВ) після зварювання. У цій ЗТВ може відбутися е локальне фазове перетворення або відпал у ході термічних циклів, обумовлених зварюванням, що призводить - 20 до значного, тобто приблизно до 1595 або більше, розм'якшення ЗТВ у порівнянні з основним металом. Хоч були отримані надміцні сталі з границею текучості 830МПа або вище, як правило, ці сталі не мали ударну в'язкість ть необхідну для трубопроводу , не задовольняли вимозі зварюваності, необхідній для трубопроводу, оскільки такі матеріали мають відносно високий показник Рем (добре відомий технічний термін для вираження спроможності до зварювання), який звичайно вище, ніж приблизно 0,35. 52 Отже, іншою задачею даного винаходу є одержання низьколегованої надміцної товстолистової сталі як
ГФ) вихідного матеріалу для трубопроводу, яка має границю текучості щонайменше приблизно 690МПа, міцність на розрив щонайменше приблизно 900МПа і достатню ударну в'язкість для застосування при низьких о температурах, тобто аж до -40"С, і в той же час зберігає сумісну якість продукту при мінімальній утраті міцності в ЗТВ протягом термічного циклу, викликаного зварюванням. бо Додатковою задачею даного винаходу є одержання надміцної сталі з ударною в'язкістю і зварюваністю, які необхідні для трубопроводу і мають показник Рсм менший, ніж приблизно 0,35. Хоч обидва показники широко застосовуються в зв'язку зі спроможністю до зварювання, і Рсм, і Се (вуглецевий еквівалент, інший добре відомий технічний термін, який використовують для визначення спроможності до зварювання) також показують спроможність сталі до загартування, в тому, що вони забезпечують керівництво щодо схильності сталі до бо утворення твердих мікроструктур в основному металі. При використанні в цьому описі показник Рем визначається такий чином:
Ресм-мас.бо Стмас.бо Зі/ЗОн(імас.ю Мпжмас.бю Сиувмас.бо Стп/2гОнмас.бю Мі/ббн-мас.уо Мо/15-мас.9о
Уло5(мас.бо В); а Се визначається так: Се--мас.бо Свмас.бо Мп/б(мас.бо Стнмас.бо Можмас.бо Му/5н(імас.Зо
Сижнмас.бо Мі)/15.
Суть винаходу
Як описано в патенті США Мо5545269, було установлено, що при показаних у ньому умовах стадію загартування у воді до температури не вище 400"С (переважно до температури навколишнього середовища), із наступним остаточним прокатуванням надміцної сталі, не можна заміняти охолодженням на повітрі, оскільки за /о таких умов охолодження на повітрі може викликати перетворення аустеніту в агрегати фериту/ перліту, що призводить до погіршення міцності сталі.
Крім того, було установлено, що переривання охолодження водою такої сталі вище 4007С може призвести до недостатнього трансформаційного загартування в процесі охолодження, і в результаті міцність сталі знижується.
У товстолистовій сталі, одержаній по способу, описаному в патенті США Мо5545269. застосовується відпуск 7/5 Після охолодження водою, наприклад шляхом повторного нагрівання до температури в інтервалі приблизно від 400 до 7007С протягом заданого інтервалу часу, для того, щоб забезпечити рівномірне загартування по всьому об'ємі товстолистової сталі і для поліпшення ударної в'язкості сталі. Випробування зразків із М-надрізом за
Шарпі являє собою добре відомий тест для вимірювання ударної в'язкості сталі. Один із параметрів, який може бути одержаний із використанням випробування зразків із М-надрізом за Шарпі, являє собою енергію, поглинену при розриванні зразка сталі (енергія удару) при заданій температурі, наприклад енергія удару при -407С (мЕ- до) або при -207С (мЕ-20). ІНШИМ важливим виміром є температура переходу, яку визначають при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі (мТгв). Наприклад, параметр 5095 мТгтв являє собою експериментальний вимір і екстраполяцію досліджень зразків з М-надрізом за Шарпі від найнижчої температури, при якій поверхня розривання складає 5095 від площі зсувного руйнування. с
Після удосконалень, описаних у патенті США Мо5545269, було виявлено, що надміцну сталь із високою ударною в'язкістю можна одержати без застосування дорогої стадії остаточного відпуску. Було знайдено, що цей і) бажаний результат може бути досягнутий шляхом переривання загартування в конкретному температурному інтервалі, в залежності від конкретного хімічного складу сталі, при якому мікроструктура сталі являє собою переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, що зо розвиваються при температурі перерваного охолодження або при наступному охолодженні повітрям до температури навколишнього середовища. Крім того, було виявлено, що ця нова послідовність технологічних - стадій забезпечує несподіваний і неочевидний результат: товстолистову сталь із ще більш високою міцністю й «г ударною в'язкістю, у порівнянні з наявними для рівня техніки.
Відповідно до викладених вище задач даного винаходу була розроблена методика оброблення, яка Ме
Зв називається в описі винаходу як Перерване безпосереднє загартування (ПНЗ), при якому низьколегована ю товстолистова сталь заданого хімічного складу швидко охолоджується, наприкінці гарячого прокатування, за допомогою загартування придатним текучим середовищем, таким як вода, до підхожої температури припинення загартування (ТП3З), із наступним охолодженням повітрям до температури навколишнього середовища, щоб одержати мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий « мартенсит, або їхню суміш. Використаний при описі даного винаходу термін загартування відноситься до з с прискореного охолодження за допомогою будь-якого засобу, при якому використовується текуче середовище, вибране для забезпечення збільшення швидкості охолодження сталі, у порівнянні 7 охолодженням сталі ;» повітрям до температури навколишнього середовища.
Відповідно до даного винаходу в ньому надається сталь із здатністю узгодження режиму швидкості охолодження з параметрами температури припинення загартування, що забезпечує зміцнення, для способу с часткового загартування, який називається ПНЗ, з наступною фазою охолодження повітрям, щоб одержати в кінцевому листовому продукті мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, ік дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші. їх З галузі техніки добре відомо, що добавка невеличкої кількості бору, порядку від 5 до 20 мільйонних долей 5р (м.д.), може забезпечити істотний вплив на зміцнення маловуглецевої, низьколегованої сталі. Таким чином, - добавка бору в сталь ефективно застосовувалася в минулому для утворення твердих фаз, таких як мартенсит, у шк низьколегованій сталі із збідненим хімічним складом, тобто з низьким вуглецевим еквівалентом (Се), для одержання дешевої, високоміцної сталі з прекрасною зварюваністю. Проте відповідний контроль бажаних невеличких добавок бору важко реалізується. Для нього потрібні технічно удосконалені виробничі потужності і ов секрети виробництва. У даному винаході надається інтервал хімічного складу сталей, з добавкою бору і без добавки, які можуть бути оброблені по методиці Перерваного безпосереднього загартування, з одержанням
Ф) бажаних мікроструктур і властивостей сталі. ка Відповідно до цього винаходу досягнута рівновага між хімічним складом сталі і технологією її оброблення, в результаті якої можна одержувати високопробну товстолистову сталь, що має границю текучості щонайменше бо приблизно 690МПа, краще щонайменше приблизно7б0МпПа і ще більш краще щонайменше приблизно 830МПа, із переважним співвідношенням границя текучості /міцність розриву/ менше, ніж приблизно 0,93, більш краще менше, ніж приблизно 0,90, і ще більш краще менше, ніж приблизно 0,85, із якої можна виготовляти трубопроводи. Після зварювання цієї товстолистової сталі, при використанні в трубопроводах, утрата міцності в зоні термічного впливу (ЗТВ) складає менше, ніж приблизно 1095, краще менше, ніж приблизно 595, відносно 65 міцності основної сталі. Крім того, ці надміцні, низьколеговані товстолистові сталі, що підходять для виробництва трубопроводів, мають товщину переважно щонайменше приблизно 1Омм. більш краще щонайменше приблизно 15мм, і ще більш краще 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 Бм.д. і 20Ом.д. і краще приблизно між 8м.д. і 12м.д. Якість продукту-трубопроводу залишається істотно щільним, і звичайно продукт не має схильності до розтріскування під дією водню.
Кращий продукт - сталь має істотно однорідну мікроструктуру, яка краще складається переважно з дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їхніх сумішей. Краще, дрібнозернистий рейковий мартенсит містить довільно відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит 70 Використаний в описі даного винаходу і у формулі винаходу термін "переважно" означає щонайменше приблизно 5006.95. Інша частина мікроструктури може складатися з додаткового дрібнозернистого рейкового мартенситу, вищого бейніту або фериту. Більш краще, мікроструктура містить щонайменше приблизно від 60 до 80об.9о дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей. Ще більш краще, мікроструктура містить щонайменше приблизно 90об.9о дрібнозернистого нижчого бейніту, 7/5 дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей.
Як нижчий бейніт, так і рейковий мартенсит можуть додатково зміцнюватись за рахунок осадження карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену. Ці осади, особливо ті, що містять ванадій, можуть сприяти мінімізації розм'якшення в зоні термічного впливу, мабуть, шляхом запобігання будь-якого істотного зниження щільності дислокацій в областях, нагрітих до температури, яка не перевищує точку перетворення Ас б, або 2ор Викликаючи дисперсійне зміцнення в областях, що нагріті до температури вище точки перетворення Ас / або обома шляхами.
Товстолистову сталь цього винаходу виробляють, одержуючи звичайним шляхом заготівки, і в одному варіанті втілення сталь містить залізо і такі легуючі елементи в показаних нижче вагових процентах. 0,03-0,1095 вуглецю (С), краще 0,05-0,0990 С, с 0-0,695 кремнію (51), 1,6-2,1 96 марганцю (Мп), і) 0-1,095 міді (Си), 0-1,095 нікелю (Мі), краще від 0,2 до 1,095 МІ, 0,01-0,1095 ніобію (МБ), краще 0,03-0,0690 МБ, «- зо 0,01-0,1095 ванадію (М), краще 0,03-0,08905 М, 0,3-0,695 молібдену (Мо), - 0-1,0965 хрому (Ст), « 0,005-0,039о титану (Ті), краще 0,015-0.0290 Ті, 0-0,0695 алюмінію (АїЇ), краще 0,001-0,06905 (А), Ме 0-0,00695 кальцію (Са), ю 0-0,0290 рідкісноземельних металів (РЗМ), 0-0,00695 магнію (Мо), і додатково відрізняється тим, що:
Сес0,7 та «
Рем«0,35. шщ с Альтернативно, вказаний вище хімічний склад модифікують, причому він включає 0,0005-0,002Омас.бо бору, ц краще 0,0008-0,0012мас.бо бору, а вміст молібдену становить 0,2-0,5мас.9о, "» Для сталі даного винаходу, яка практично не містить бору, краще значення Се більше, ніж приблизно 0,5 і менше, ніж приблизно 0,7. Для сталі даного винаходу, що містить бор, краще значення Се більше, ніж приблизно 0,3 і менше, ніж приблизно 0,7. с Крім того, вміст добре відомих домішок азоту (М), фосфору (Р) і сірки (5) у сталі краще мінімізовано, навіть якщо деяка кількість азоту бажана для забезпечення частинок нітриду титану, які інгибують ріст зерен, шо як пояснено нижче. Концентрація азоту краще складає приблизно від 0,001 до 0,00бмас.9о, концентрація сірки не с» більше, ніж приблизно 0,005мас.оо, більш краще не більше, ніж приблизно 0,002мас.об, і концентрація фосфору цу 5 не більше, ніж приблизно 0.015мас.95. При такому хімічному складі сталь або практично не містить бору, у тому змісті, що добавка бору відсутня, причому концентрація бору краще складає менше, ніж приблизно Зм.д., більш - краще менше, ніж приблизно 1м.д., або сталь містить добавку бору, як показано вище.
Відповідно до даного винаходу, кращий спосіб одержання надміцної сталі, що має мікроструктуру, яка складається переважно з дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, або їхніх сумішей, полягає в нагріванні сталевої заготівки до температури, достатньої для розчинення практично всіх карбідів і карбонітридів ванадію і ніобію; зменшенні розміру заготівки до листа, прокачуючи її один або о декілька разів на гарячих вальцях у першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація іме) аустеніту, додатковому зменшенні розміру листа, прокачуючи його один або декілька разів на гарячих вальцях у другому температурному інтервалі, нижче температури Тнр, тобто, температури, нижче якої не відбувається бо рекристалізації аустеніту і вище точки перетворення Аг 3, тобто, температури, при якій аустеніт починає перетворюватися у ферит при охолодженні; загартуванню остаточно прокатаного листа до температури щонайменше нижче, ніж точка перетворення Аг, тобто, температури, при якій завершується перетворення аустеніту у ферит або ферит плюс цементит при охолодженні, краще до температури між приблизно 550" і 15072 ії більш краще до температури між приблизно 5007С і 1507; припиненні загартування, і охолодження 65 загартованого листа повітрям до температури навколишнього середовища.
Кожна з величин температури Тнр, точка перетворення Аг) і точка перетворення Агз залежить від хімічного складу сталевої заготівки, причому вони легко визначаються або експериментально, або шляхом розрахунків з використанням придатних моделей.
Надміцна низьколегована сталь відповідно до першого кращого утілення винаходу має міцність на розтяг, краще рівну щонайменше приблизно 900МПа, ще краще, щонайменше приблизно 930МПа, має мікроструктуру, яка містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їхні суміші, і додатково включає дрібні частки осаду цементиту і, необов'язково, ще більш дрібні частки осаду карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену. Краще, дрібнозернистий рейковий мартенсит включає довільно відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит. 70 Надміцна, низьколегована сталь у відповідності з другим кращим утіленням винаходу має міцність на розрив, краще рівну щонайменше приблизно 900МПа, ще краще щонайменше приблизно 930МПа, і має мікроструктуру, яка має переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їхні 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 Краще, дрібнозернистий рейковий мартенсит включає довільно 7/5 Відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит.
Опис креслень
На фіг.1 схематично показані стадії оброблення відповідно до даного винаходу з перекриванням різноманітних компонентів мікроструктури, зв'язаних и конкретними сполученнями минулого часу оброблення і температури.
На фіг2А і 28 приведені електронно-мікроскопічні знімки на просвічування, відповідно у світлому і темному полі, на яких переважно виявляється мікроструктура довільно відпущеного дрібнозернистого рейкового мартенситу для сталі; причому на фіг.2В видно частинки осаду цементиту, що добре проявилися, усередині сітки мартенситу.
Фіг.3 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому переважно сч ов Виявляється мікроструктура дрібнозернистого нижчого бейніту для сталі, обробленої при температурі припинення загартування приблизно рівній 3857С. і)
На фіг4А і 48 приведені електронно-мікроскопічні знімки на просвічування, відповідно у світлому і темному полі, сталі, обробленої при температурі припинення загартування приблизно рівній 3857С, причому на фіг.4А показана мікроструктура переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, а на фіг4В продемонстрована -« зо наявність часток карбідів молібдену, ванадію і ніобію, що мають діаметр менше, ніж приблизно 1Онм.
Фіг5 являє собою складову діаграму, яка включає графік і електронно-мікроскопічні знімки на -- просвічування, які демонструють вплив температури припинення загартування на відносні розміри ударної «г в'язкості і міцності на розтяг для конкретних хімічних складів бористої сталі, позначеної в табл.2 цього опису як "Н" ії "т" (кружки) і збідненої бористої сталі, позначеної в табл.2 опису як "с" (квадрати), усе ме) відповідно до даного винаходу. На ординаті приведена ударна енергія за Шарпі в Джоулях, при -407С (МЕ- до); ю на абсцисі - міцність на розруб у МПа.
Фіг.б являє собою графік, який демонструє вплив на відносні величини ударної в'язкості і міцності на розрив для конкретних хімічних складів бористої сталі, позначеної в табл.2 опису як Н" і "т" (кружки) і такої, що практично не містить бору сталі, позначеної в табл.2 опису як "М (квадрати), усе відповідно до « даного винаходу. На ординаті приведена ударна енергія за Шарпі в Джоулях, при -407С (мЕ- ло): на абсцисі - Ш-й с міцність на розрив у МПа. ц Фіг.7 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому виявляється "» сітчастий мартенсит із дислокаціями в зразку сталі "ОО", яка була піддана обробленню ПНЗ з температурою припинення загартування, рівній приблизно 3807С.
Фіг.8 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому виявляється ос мікроструктура переважно нижчого бейніту в зразку сталі "В"'євідповідно до табл.2 опису),яка була піддана обробленню ПНЗ із температурою припинення загартування, рівній приблизно 428"С. Усередині сітки бейніту ї-о можна побачити орієнтовані в одному напрямку пластинки цементиту, які є характерними для нижчого бейніту. «г» Фіг.9 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому виявляється
Мікроструктура вищого бейніту в зразку сталі "О" (відповідно до табл.2 опису), що була піддана обробленню ПНЗ - із температурою припинення загартування, рівній приблизно 46176. - М Фіг1ОА являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому виявляється область мартенситу (у центрі), оточена феритом, у зразку сталі "О" (відповідно до табл.2 опису), яка була піддана обробленню ПНЗ із температурою припинення загартування, рівній приблизно 534"С.
Усередині фериту, поблизу границі розподілу ферит/мартенсит можна побачити дрібні частки осаду карбіду.
Фіг1ОВ являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому
Ф, виявляється високо вуглецевий двійниковий мартенсит у зразку сталі "О" (відповідно до табл.2 опису), яка була ко піддана обробленню ПНЗ із температурою припинення загартування, рівній приблизно 53470.
Хоч цей винахід буде описано в зв'язку з його кращими варіантами втілення, треба розуміти, що винахід не бо обмежується цими варіантами. Навпаки, припускається, що цей винахід захищає всі альтернативні, модифіковані й еквівалентні варіанти, що можуть бути охоплені в межах духу й обсягу винаходу, як визначено в прикладеній формулі винаходу.
Докладний опис винаходу
Відповідно до одного задуму даного винаходу, сталеву заготівку обробляють за допомогою, істотно 65 рівномірного нагрівання заготівки до температури, що достатня для розчинення практично всіх карбідів і карбонітридів ванадію і ніобію, краще в інтервалі приблизно від 1000 до 1250"С, і ще краще в інтервалі приблизно від 1050 до 11507С; першого гарячого прокатування заготівки для кращого зменшення її товщини приблизно на 20-6095 з утворенням листа, за один або декілька проходів , у першому температурному інтервалі, у якому відбувається рекристалізація аустеніту; другого гарячого прокатування для кращого зменшення товщини приблизно на 40-8095, за один або декілька проходів, у другому температурному інтервалі, що трохи нижче першого інтервалу температури, у якому не відбувається рекристалізація аустеніту, і вище точки перетворення
Ага; зміцнення прокатаного листа шляхом загартування зі швидкістю, приблизно рівній щонайменше 10"С/сек, краще щонайменше приблизно 20"С/сек, ще краще щонайменше приблизно З0"С/сек, ще більш краще щонайменше приблизно З35"С/сек, від температури не нижче, ніж точка перетворення Агз, до температури 7/0 припинення загартування (ТП3З), яка щонайменше не вище точки перетворення Аг 3, краще в інтервалі приблизно від 550 до 150"С. і більш краще в інтервалі приблизно від 500 до 150"; і припинення загартування, залишаючи товстолистову сталь прохолоджуватися на повітрі до температури навколишнього середовища, із тим щоб полегшити завершення перетворення сталі в переважно дрібнозернистий нижчий бСейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їхні суміші. Як розуміють фахівці в цій області техніки, використаний 7/5 тут вираз "зменшення товщини в процентах" означає процент зменшення товщини сталевої заготівки або товстолистової сталі до обговорюваного зменшення. Тільки з метою прикладу, без обмеження даного винаходу, у першому температурному інтервалі товщина сталевої заготівки приблизно 25,44см може бути зменшена приблизно на 5095 (50-процентне зменшення) до товщини приблизно 12,7см, потім у другому температурному інтервалі товщина зменшується приблизно на 8095 (80-процентне зменшення) приблизно до 2,54см.
Наприклад, звертаючись до фіг.1, товстолистова сталь, оброблена відповідно до цього винаходу, піддається контрольованому прокатуванню 10 у показаному інтервалі температур (більш докладно це описано далі); потім сталь піддається загартуванню 12 від точки початку загартування 14 до температури припинення загартування (ТП3) 16. Після припинення загартування сталі дають охолонуть на повітрі 18 до температури навколишнього середовища, з тим щоб полегшити завершення перетворення сталі в переважно дрібнозернистий нижчий бейніт с г (В області нижчого бейніту 20), дрібнозернистий рейковий мартенсит (в області мартенситу 22), або їх суміші.
Область вищого бСейніту 24 і область фериту 26 усунуті. і)
Для надміцної сталі необхідна наявність множини властивостей, які забезпечуються сполученням легуючих елементів і термомеханічних оброблень, як правило невеликі зміни хімічного складу сталі можуть призвести до значних змін одержуваних характеристик Нижче пояснена роль різноманітних легуючих елементів і кращих меж -/- де їхніх концентрацій у сталі даного винаходу.
Вуглець забезпечує матричне зміцнення сталі і зварених сполучень, незалежно від їхньої мікроструктури, а... ї7 також забезпечує дисперсійне зміцнення, головним чином за допомогою утворення малих часток карбідів заліза «ж (цементиту), карбонітридів ніобію (МБ(С,М)|), карбонітридів ванадію (М(С,М))| і часток або осадів Мо»С (вид карбіду молібдену), якщо вони достатньо дрібні і численні. Крім того, осадження карбонітридів ніобію, у ході (22) зв гарячого прокатування, звичайно забезпечує гальмування рекристалізації аустеніту і пригнічує ріст зерен, тим ю самим надається засіб поліпшення зерен аустеніту, що призводить до поліпшення показників границі текучості, міцності на розриві ударної в'язкості при низькій температурі (наприклад енергії удару в дослідженнях за
Шарпі). Вуглець також збільшує здатність до зміцнення, тобто, здатність утворювати більш жорсткі і міцні мікроструктури при охолодженні сталі. Звичайно, якщо вміст вуглецю менше, ніж приблизно 0,О0Змас.об, то ці « ефекти зміцнення не проявляються. Якщо вміст вуглецю більше, ніж приблизно 0,1Омас.о5, то сталь як правило шщ с стає піддатливою 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 суттєвим для одержання мікроструктур, необхідних для сталі даного винаходу, які містять дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, і які обумовлюють добрий баланс між міцністю і ударною в'язкістю при низькій температурі. Для цієї цілі нижня границя вмісту марганцю с установлена біля 1,бмас.9ро.
Верхня границя установлена біля 2,1мас.9о, оскільки при вмісті більше, ніж приблизно 2,1мас.9о, марганець ік сприяє осьовій ліквації в безперервно розлитій сталі, а також може призвести до погіршення ударної в'язкості їх сталі. Більше того, при високому вмісті марганцю спостерігається тенденція надлишкового збільшення зміцнення 5ор сталі, у результаті знижується зварюваність у польових умовах за рахунок зменшення ударної в'язкості в зоні - термічного впливу зварних швів. як Кремній добавляють для розкислення і підвищення міцності сталі. Верхня границя вмісту кремнію установлена біля 0,бмас.бо, для того щоб уникнути значного погіршення зварюваності в польових умовах і ударної в'язкості в зоні термічного впливу, що може бути наслідком надлишкового вмісту кремнію. Для дв розкислення сталі не завжди необхідний кремній, тому що для цієї ж цілі можна використовувати алюміній або титан.
Ф) Ніобій добавляють для того, щоб сприяти очищенню зерен мікроструктури сталі після прокатування, що ка покращує як міцність, так і ударну в'язкість. Осадження карбонітриду ніобію в ході гарячого прокатування призводить до гальмування рекристалізації і інгібування росту зерен, тим самим забезпечується засіб для бр очищення зерен аустеніту. Це також може дати додаткове зміцнення в ході остаточного охолодження за рахунок утворення осаду карбонітриду ніобію. В присутності молібдену ніобій ефективно очищає мікроструктуру, пригнічуючи рекристалізацію аустеніту в ході контрольованого прокатування, і зміцнює сталь, забезпечуючи дисперсійне зміцнення і даючи внесок у посилення спроможності до зміцнення. В присутності бору ніобій дає синергичне поліпшення зміцнення Для досягненнях таких ефектів краще добавляють щонайменше приблизно 65 0,О01мас.о5 ніобію. Проте при вмісті ніобію більше, ніж приблизно 0,1мас.95, ніобій як правило виявляє шкідливий вплив на зварюваність та на ударну в'язкість в зоні термічного впливу, так що кращим вмістом є максимум приблизно 0,1мас.95. Більш краще добавляють приблизно від 0,03 до О,0бмас.9о ніобію.
Титан утворює дрібнозернисті частки нітриду титану і дає внесок у поліпшення мікроструктури, пригнічуючи збільшення зерен аустеніту в ході повторного нагрівання заготовки. Крім того, присутність часток нітриду титана інгібує укрупнення зерен у зоні термічного впливу при зварюванні. Відповідно, титан забезпечує поліпшення ударної в'язкості при низькій температурі в зоні основного металу й у зоні термічного впливу. Так як титан зв'язує азот у виді нітриду титану, він запобігає погіршуючий дії азоту на міцність внаслідок утворення нітриду бору. Краща, кількість що добавляється з цією метою титану складає щонайменше приблизно в 3,4 рази більше, ніж кількість азоту (за вагою). При низькому вмісті алюмінію (тобто менше, ніж приблизно 7/0 9,005мас.У5) титан утворює оксид, який служить зародком для утворення фериту всередині зерен в зоні термічного впливу при зварюванні, і внаслідок цього очищає мікроструктуру в цих областях. Для досягненнях цих цілей краще добавляють щонайменше приблизно 0,005мас.9о титану. Верхня границя установлена на рівні приблизно 0,0Змас.бо, так як надлишковий вміст титану приводить до укрупнення частин нітриду титану і дисперсійного зміцнення, викликаного осадженням карбіду титану, причому обидва ці процеси приводять до 7/5 погіршення ударної в'язкості при низькій температурі.
Мідь збільшує міцність основного металу і у зоні термічного впливу зварних швів, проте додавання надлишку міді сильно погіршує ударну в'язкість у зоні термічного впливу і зварюваність у польових умовах. Тому верхня границя добавки міді установлена на рівні приблизно 1,Омас.9о.
Нікель добавляють для поліпшення властивостей маловуглецевої сталі, одержаної відповідно до даного 2о винаходу, без погіршення зварюваності в польових умовах і ударної в'язкості при низькій температурі. На відміну від марганцю і молібдену, добавки нікелю знижують тенденцію до утворення компонентів зміцнених мікроструктур, які погіршують ударну в'язкість товстолистової сталі при низькій температурі. Виявилося, що добавка нікелю в кількості більше, ніж 0,2мас.95, являється ефективної для покращання ударної в'язкості в зоні термічного впливу зварних швів. Взагалі, нікель є покращуючою добавкою, за винятком схильності до сч ов сульфідного розтріскування під дією напруг у деяких середовищах, коли вміст нікелю більше, ніж приблизно 2мас.бо. Для сталей, отриманих відповідно до винаходу, верхня границя установлена на рівні приблизно і) 1,Омас.Оо, так як нікель стає дорогим легуючим елементом, причому він може погіршувати ударну в'язкість в зоні термічного впливу зварних швів. Крім того, добавка нікелю ефективна для запобігання розтріскування поверхні, викликаного міддю, у процесі безупинного лиття і гарячого прокатування. Добавка нікелю з цією метою краще «- зо складає більше, ніж приблизно 1/3 від вмісту міді.
Алюміній звичайно добавляють у ці сталі з метою розкислення. Крім того, алюміній є ефективним засобом -- поліпшення мікроструктури сталі. Алюміній також може грати важливу роль у забезпеченні ударної в'язкості в «г зоні термічного впливу, шляхом виведення вільного азоту в великі зерна зони термічного впливу, у якій тепло зварювання забезпечує часткове розчинення нітриду титану, в результаті чого виділяється вільний азот. Якщо Ме вміст алюмінію занадто високий, тобто приблизно більше. 0,Обмас.9б, то існує тенденція до утворення вкраплень ю типу оксиду алюмінію (АІ2Оз), які можуть погіршувати ударну в'язкість сталі, в тому числі в зоні термічного впливу. Розкислення сталі може бути здійснено добавками титану або кремнію, причому немає необхідності завжди добавляти алюміній.
Ванадій спричиняє дію, аналогічно ніобію, але менше виражену. Проте добавка ванадію до надміцних сталей « 0 дає помітний ефект при введенні одночасно з ніобієм. Спільне введення ніобію і ванадію додатково покращують пт) с хороші властивості сталі відповідно до винаходу. Хоч краща верхня границя становить приблизно 0,1Омас.9о ванадію, з точки зору ударної в'язкості в зоні термічного впливу зварних швів, і отже зварювання в польових з умовах, особливо кращим інтервалом є приблизно від 0,03 до 0,О0вмас.9б5.
Молібден добавляють для поліпшення зміцнення сталі, і тим самим полегшується утворення мікроструктури
НИЖЧОГО бейніту. Значний вплив молібдену на зміцнення сталі особливо помітно в сталях, що містять бор. Коли с молібден добавляють разом із ніобієм, молібден посилює пригнічення рекристалізації аустеніту в процесі контрольованого прокатування, і тим самим він дає внесок у поліпшення мікроструктури аустеніту. Для се) досягнення цих ефектів кількість молібдену, доданого в сталь, що практично не містить бору, і в сталь, яка їз містить бор, краще складає щонайменше приблизно 0,Змас.об і, приблизно 0,2мас.9о, відповідно. Верхня границя 5р для молібдену встановлюється на рівні приблизно 0,бмас.бо і приблизно 0,5мас.9о відповідно для сталі, яка - практично не містить бору, і сталі, що містить бор, так як надлишкова кількість молібдену погіршує ударну як в'язкість в зоні термічного впливу, що утворюється при зварюванні в польових умовах, погіршуючи зварюваність в польових умовах.
Хром звичайно підвищує зміцнення сталі при безпосередньому загартуванні Він також збільшує стійкість до розтріскування під дією корозії і водню. Як і у випадку молібдену, при надлишку хрому, тобто понад 1,Омас.9б5, з'являється тенденція до холодного розтріскування після зварювання в польових умовах і тенденція до
Ф) погіршення ударної в'язкості сталі і в зоні термічного впливу, так що, кращий максимальний вміст хрому ка складає приблизно 1,Омас.9о.
Азот пригнічує укрупнення зерен аустеніту в ході повторного нагрівання заготовки і у зоні термічного бо Впливу зварних швів, утворюючи нітрид титану. Тому азот дає внесок у поліпшення ударної в'язкості при низькій температурі як основного металу, так і в зоні термічного впливу зварних швів. Для цієї цілі мінімальний вміст азоту складає приблизно 0,001мас.бо. Верхню границю краще підтримують на рівні приблизно 0,00бмас.Оо, так як надлишковий азот збільшує сферу дії поверхневих дефектів заготовки і знижує ефективну здатність бору до зміцнення Крім того, присутність вільного азоту викликає погіршення ударної в'язкості в зоні термічного 65 Впливу зварних швів.
Кальцій і рідкісноземельні метали (РОМ) звичайно регулюють форму вкраплень сульфіду марганцю (Мп) і покращують ударну в'язкість при низькій температурі (наприклад енергію удару в дослідженнях за Шарпі). Для регулювання форми сульфіду бажано мати щонайменше приблизно 0,001мас.бо кальцію або приблизно
О,001мас.оо РЗМ. Проте, якщо вміст кальцію перевищує 0,00бмас.9о, або якщо вміст РЗМ вище 0,02мас.оо, то
Може утворитися велика кількість СаО-Саз (у вигляді оксиду кальцію-сульфіду кальцію) або РЗ3М-Саз (у вигляді
РЗМ-сульфіду кальцію) і перетворитися у великі кластери і великі вкраплення, які не тільки забруднюють сталь, але також виявляють шкідливий вплив на зварювання в польових умовах.
Краще, коли концентрація кальцію обмежена приблизно 0,00бмас.9о, а концентрація РЗ3М обмежена приблизно 0,02мас.9о. У надміцних сталях для трубопроводів може бути особливо ефективним для поліпшення 7/о ударної в'язкості і зварюваності зменшення вмісту сірки приблизно нижче 0,001мас.9о і зменшення вмісту кисню приблизно нижче 0,00Змас.9о, краще приблизно нижче 0,002мас.95, при збереженні величини ЕЗ5Р переважно вище, ніж приблизно 0,5, і менше, ніж приблизно 10, де ЕБ5Р представляє собою показник, зв'язаний з регулюванням форми сульфідних вкраплень в сталі, який визначається відношенням:
ЕЗЗР-(мас.бо Са)!1-124(мас.бо ОД 25(мас.оо 5).
Магній як правило утворює дрібно дисперговані частки оксиду, які можуть пригнічувати укрупнення зерен іабо сприяти утворенню фериту в зернах у зоні термічного впливу, і тим самим поліпшити ударну в'язкість у зоні термічного впливу. Для того щоб добавка магнію була ефективною, бажано, щоб її кількість складала щонайменше приблизно 0,0001мас.бо Проте, якщо вміст магнію перевищує приблизно 0,00бмас.оо, утворюються великі частинки оксиду і погіршується ударна в'язкість в зоні термічного впливу.
Бор у невеличких добавках, приблизно від 0,0005 до 0,002Омас.95 (от 5 до 20м.д.), в маловуглецеві сталі (вміст вуглецю менше, ніж приблизно 0,Змас.9о) може різко покращити зміцнення таких сталей, сприяючи утворенню сильно зміцнюючих компонентів, бейніту або мартенситу, і в той же час бор сповільнює утворення більш м'яких компонентів, фериту та перлиту, в процесі охолодження сталі від високої температури до температури навколишнього середовища Надлишок бору в кількості приблизно 0,002мас. може сприяти сч ов утворенню крихких часток типу борокарбіду заліза, Реоз(С, В)хь. Тому кращою верхньою межею вмісту бору є 0,002О0мас.ою. Для одержання максимального ефекту у відношенні спроможності до зміцнення бажана і) концентрація бору знаходиться приблизно між 0, 0005 і 0,002Омас.бо (от 5 до 20м.д.). З огляду на викладене вище, можна використовувати бор, як альтернативу дорогим легуючим добавкам, для забезпечення мікроструктурної однорідності по всій товщині сталевих листів. Крім того, бор посилює ефективність дії як «- зо молібдену, так і ніобію при збільшенні спроможності сталі до зміцнення Отже, добавки бору дозволяють використовувати композиції сталі з низьким значенням Се, з одержанням високоміцних базових листів. Крім того, (7 добавки бору в сталь забезпечують можливість сполучення високої міцності з прекрасною зварюваністю |і «г стійкістю до холодного розтріскування Бор також може підсилити міцність міжзернової фази, а отже і стійкість до міжзернового розтріскування під дією водню. (22)
Першою метою термомеханічного оброблення відповідно до винаходу, що схематично проілюстровано на ю фіг.1, є досягнення мікроструктури, яка містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їхні суміші, одержаної перетворенням практично нерекристалізованих зерен аустеніту і краще також містить дисперсію дрібних часток цементиту.
Компоненти нижчого бейніту і сітчастого мартенситу можуть бути додатково зміцнені ще більш дрібною « дисперсією осадів карбіду молібдену (Мо2С), карбонітридів ванадію і ніобію, або їхніх сумішей, і в деяких в с випадках можуть містити бор. Дуже диспергована мікроструктура дрібнозернистого нижчого бейніту, . дрібнозернистого рейкового мартенситу, і їхніх сумішей забезпечує матеріал із високою міцністю і доброю и?» ударною в'язкістю при низькій температурі. Для одержання бажаної мікроструктури, по-перше, нагріті зерна аустеніту в сталевих заготівках подрібнюються до малих розмірів і, по-друге, деформуються і робляться плоскими, так щоб розмір по всій товщині зерен аустеніту став ще менше, наприклад, краще менше, ніж с приблизно 5-2Омкм, і по-третє, ці більш плоскі зерна аустеніту заповнюються дислокаціями (до високої щільності) і зонами зсуву. Ці поверхні поділу обмежують ріст фаз . що перетворюються , (тобто нижчий бейніт і і, сітчастий мартенсит), коли товстолистова сталь прохолоджується після завершення гарячого прокатування. їх Другою метою є утримання достатньої кількості молібдену, ванадію і ніобію, головним чином у твердому розчині, після охолодження листа, до температури припинення загартування, так щоб молібден, ванадій і ніобій - були доступні для осадження у вигляді Мо 25С, МБ(С,М) ії М(С,М) у ході перетворення бейніту або в процесі як термічних циклів зварювання, для посилення і зберігання міцності сталі. Температура повторного нагрівання сталевої заготівки до гарячого прокатування повинна бути достатньо високою, щоб одержати максимальне розчинення ванадію, ніобію і молібдену, і в той же час запобігаючи розчиненню часток нітриду титану (Тім), в Які утворилися в ході безупинного розливання стали і служать для запобігання укрупнення зерен аустеніту до гарячого прокатування. Для досягнення цих двох цілей для складів сталі даного винаходу, температура
Ф) повторного нагрівання заготівки до гарячого прокатування повинна складати щонайменше приблизно 10007С і не ка вище, ніж приблизно 1250"С. Краще, заготівку повторно нагрівають за допомогою підхожого засобу для підвищення температури практично всієї заготівки, краще всієї заготівки, до заданої температури, наприклад, бор розміщаючи цю заготівку в піч на визначений час. Конкретне значення температури повторного нагрівання, котру необхідно використовувати для будь-якого складу сталі в межах даного винаходу, лего може визначити фахівець у цій області технікио, або експериментальне, або розрахунковим шляхом, використовуючи підхожі моделі. Крім того, температура печі і час повторного нагрівання, які необхідні для підвищення температури практично всієї заготівки до заданого значення можуть бути легко визначені фахівцем у цій області техніки з 65 посиланням на опубліковані промислові стандарти.
Для будь-якого складу сталі в межах даного винаходу температура, яка визначає межу між областю рекристалізації й областю, де немає рекристалізації, температура Тнр, залежить від хімічного складу сталі, і більш конкретно, від температури повторного нагрівання до прокатування, концентрації вуглецю, концентрації ніобію і ступеня зменшення товщини, заданої при проході на валках. Фахівець у цій області техніки зможе визначити цю температуру для кожного складу сталі, або експериментальне, або за допомогою розрахунків за моделлю.
За винятком температури повторного нагрівання, яка відноситься практично до всієї заготівки, наступні значення температури, на які посилаються при описі способу оброблення цього винаходу, являють собою значення, виміряні на поверхні сталі Температура поверхні сталі може бути виміряна, наприклад, за допомогою 7/0 оптичного пірометра або будь-якого іншого пристрою, що підходить для виміру температури поверхні сталі.
Приведені тут значення швидкості загартування (охолодження) відносяться до центру, або практично до центру товщини листа, причому температура припинення загартування (ТПЗ) є найвищою, або практично найвищою температурою, що реалізується на поверхні листа після припинення загартування внаслідок тепла, перенесеного із середини товщини листа. Фахівець у цій області техніки зможе визначити необхідну /5 температуру і швидкість потоку гартівного текучого середовища для досягнення підвищеної швидкості охолодження, звертаючись до опублікованих промислових стандартів.
Умови гарячого прокатування даного винаходу, на додаток до операції зменшення розміру дрібних зерен аустеніту, забезпечують збільшення щільності дислокацій за допомогою утворення зон деформації в зернах аустеніту, що призводить до додаткового поліпшення мікроструктури, шляхом обмеження розміру продуктів го перетворення, тобто дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого сітчастого мартенситу, у процесі охолодження, після закінчення прокатування. Якщо товщина при прокатуванні в інтервалі температур рекристалізації зменшується нижче описаного тут інтервалу, у той час як товщина при прокатуванні в інтервалі температур, де немає рекристалізації, збільшується вище описаного тут інтервалу, зерна аустеніту звичайно будуть недостатньо дрібними за розміром, тобто утворяться значні зерна аустеніту, в результаті знижується с ов Міцність, а також ударна в'язкість сталі і виникає підвищена сприйнятливість до розтріскування під дією водню. З іншої сторони, якщо товщина при прокатуванні в інтервалі температур рекристалізації збільшується і) вище описаного тут інтервалу, у той час як товщина при прокатуванні в інтервалі температур, де немає рекристалізації, зменшується нижче описаного тут інтервалу, утворення зон деформації і дислокаційних субструктур у зернах аустеніту може не відповідати забезпеченню достатнього ступеня поліпшення продуктів «- зо перетворення, коли сталь прохолоджується після завершення прокатування.
Після закінчення прокатування сталь піддають загартуванню від температури переважно не нижче, ніж - приблизно точка перетворення Агз, яку припиняють при температурі не вище, ніж точка перетворення Аг 1, «ф тобто при температурі, при якій завершується перетворення аустеніту у ферит або у ферит плюс цементит у ході охолодження, краще не вище, ніж приблизно 550"С, і ще краще не вище, ніж приблизно 5007. Звичайно ме) з5 Використовують загартування водою; проте для здійснення загартування можна використовувати будь-яке ю підхоже текуче середовище. Відповідно до даного винаходу як правило не застосовують тривале охолодження повітрям між прокатуванням і загартуванням, тому що це перериває звичайний потік матеріалу, що проходить на стадії прокатування й охолодження на типовому сталепрокатному стані Проте було установлено, що, перериваючи цикл загартування в підхожому інтервалі температур із наступним охолодженням загартованої « сталі холодним повітрям, що має температуру навколишнього середовища, до остаточного стану, утворюються в с особливо вигідні компоненти мікроструктури, без переривання процесу прокатування, і таким чином із незначним впливом на продуктивність прокатного стану. ;» Сталевий лист, підданий гарячому прокатуванню і загартуванню, направляється таким чином на остаточне оброблення охолоджуючим повітрям, яке завершується при температурі не вище, ніж точка перетворення Аг 4, що не вище, ніж приблизно 550"С, і ще краще не вище, ніж приблизно 5007С. Це остаточне холодне оброблення с проводять із метою поліпшення ударної в'язкості сталі, забезпечуючи достатнє істотно однорідне осадження часток дрібнодисперсного цементиту по всій мікроструктурі дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого і, рейкового мартенситу. Крім того, у залежності від температури припинення загартування і складу сталі, можуть їх сформуватися навіть більш тонко дисперговані осаджені частки Мо 2 і карбонітридів ніобію і ванадію, які 5р Можуть збільшити міцність. - Товстолистова сталь, отримана за допомогою описаного способу, має високу міцність і високу ударну як в'язкість, при високій однорідності мікроструктури по всій товщині листа, незважаючи на низький вміст вуглецю. Наприклад, такий сталевий лист звичайно має границю текучості щонайменше приблизно 830МПа, міцність на розтяг щонайменше приблизно 900МПа й ударну в'язкість (виміряну при -40"С. наприклад мЕ. до) 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
Ф) в процесі зварювання, осадів карбонітридів ніобію і ванадію Більш того, значно знижується чутливість сталі до ка розтріскування під дією водню.
Зона термічного впливу (ЗТВ) у сталі розвивається в ході термічного циклу, викликаного зварюванням, бо причому вона може простиратися приблизно на 2-5мм від лінії розплаву при зварюванні. У ЗТВ градієнт температури складає, наприклад, приблизно від 1400 до 700"С, 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 охолодження.
При знижених температурах, біля 700"С, присутні ванадій, і ніобій, і їхні карбіди або карбонітриди, які 65 запобігають або істотно мінімізують розм'якшення за рахунок зберігання високої щільності дислокацій і субструктур; у той час як при підвищених температурах, біля 850-9507С, осаджується додаткова кількість карбідів або карбонітридів ванадію і ніобію, що мінімізують розм'якшення. Сумарний ефект у ході термічного циклу, викликаного зварюванням, полягає в тому, що втрата міцності в ЗТВ складає менше, ніж приблизно 10905, краще менше, ніж приблизно 595, відносно міцності основної сталі. Таким чином, міцність у зоні термічного
Впливу складає щонайменше приблизно 9095 від міцності основного металу, краще, щонайменше приблизно 95905 від міцності основного металу. Міцність у ЗТВ зберігається, головним чином, завдяки тому, що загальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж приблизно 0,0бмас.95, а краще, і ванадій, і ніобій присутні в сталі в концентрації більше, ніж приблизно 0,0Змас.9о.
Як добре відомо з рівня техніки, трубопровід формується з листа, із використанням відомого процесу О-О-Е, 7/0 У якому: листу надають О-образну форму ("0"), потім її перетворюють у кільцеву форму ("0"), і цю О-форму, після роликового зварювання, розширюють приблизно на 195 ("Е"). Формування і розширення, разом із супровідними роботі ефектами зміцнення, забезпечують підвищену міцність трубопроводові.
Наступні приклади служать для ілюстрації описаного вище винаходу.
Кращі варіанти оброблення з ПНЗ
Відповідно до даного винаходу, краща мікроструктура складається з переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їхніх сумішей. Конкретно, для найкращого поєднання міцності й ударної в'язкості, і стійкості до розм'якшення в ЗТВ, більш краща мікроструктура складається з переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, зміцненого на додаток до часток цементиту дрібнодисперсним і стабільним сплавом карбідів, що містить молібден, ванадій, ніобій або їхні суміші. Конкретні приклади цих Мікроструктур надані нижче.
Вплив температури припинення загартування на мікроструктуру 1. Борвмісні сталі із достатньою спроможністю до зміцнення.
Мікроструктура сталі, обробленої в процесі перерваного безпосереднього загартування (ПНЗ) при швидкості загартування приблизно від 207С/с до 35"С/с, в основному регулюється спроможністю сталі до зміцнення, яка сч г визначається такими композиційними параметрами, як вуглецевий еквівалент С 5 і температура припинення загартування. Борвмісні сталі із достатньою спроможністю до зміцнення для товстолистової сталі, що мають і) кращу товщину для товстолистової сталі даного винаходу, я саме, із Сь більшим, ніж приблизно 0,45 і меншим, ніж приблизно 0,7, особливо придатні для оброблення в ПНЗ, забезпечуючи розширені можливості оброблення для одержання цільових мікроструктур (краще, переважно дрібнозернистий нижчий бейніт) і механічних «- зо властивостей. Значення ТПЗ для цих сталей може знаходитися в широкому інтервалі, краще приблизно від 550 до 150"С, і при цьому ще утворяться цільові мікроструктури і властивості. Коли ці сталі оброблюють у ПНЗ при -- низькій температурі припинення загартування, а саме приблизно при 200"С, їх мікроструктура являє собою «г переважно довільно відпущений сітчастий мартенсит.
Коли ТПЗ зростає приблизно до 270"С, мікроструктура незначно відрізняється від тієї, яка була при ТПЗ ме) біля 2007С, за винятком слабкого укрупнення часток довільно відпущеного сітчастого мартенситу. У ю мікроструктурі зразку, обробленого при ТПЗ приблизно 2957С, виявлена суміш рейкового мартенситу (головна частина) і нижчого бейніту. Проте, для сітчастого мартенситу спостерігається значний довільний відпуск, який приводить до добре розвинутих часток довільно відпущеного цементиту. Звернемося тепер до фіг.5, де на мікрофотографії 52 приведені мікроструктури згаданих вище сталей, оброблених при ТПЗ біля 2002С, біля 2707С « біля 29570. Знову роздивимося фіг.2А і 28, на яких приведені мікрофотографії у світлому і темному полі, що з с демонструють наявність великих часток цементиту при ТПЗ біля 29570. Ці особливості сітчастого мартенситу . можуть призвести до деякого зниження границі текучості; проте міцність сталі, показаної на фіг.2А і 28, ще и?» відповідає вимогам для трубопроводу. Звернемося тепер до фіг.З і 5: при збільшенні ТПЗ до значення приблизно 3857С мікроструктура сталі являє собою переважно нижчий бейніт, як видно з фіг.З і мікрофотографії 54 на фіг.5 На фіг.З, електронно-мікроскопічному знімку на просвічування у світлому полі, виявляються с характерні осаджені частки цементиту в матриці нижчого бейніту. У сплавах цього прикладу мікроструктура нижчого бейніту характеризується доброю стабільністю в ході термічного впливу, яка упирається розм'якшенню ік навіть у дрібнозернистій і міжкристалічній зоні термічного впливу при зварюванні. Це можна пояснити наявністю ї5» дуже дрібного сплаву карбонітридів, що містять молібден, ванадій і ніобій.
На фіг4А і 48 приведені електронно-мікроскопічні знімки на просвічування, відповідно у світлому і - темному полі, що демонструють наявність часток карбідів, що мають діаметр менше, ніж приблизно 1Онм. Ці як дрібні частки карбідів можуть забезпечити значне збільшення границі текучості.
На фіг.5 подане зведення спостережень мікроструктур і властивостей, одержаних на зразку бористої сталі з кращими варіантами хімічного складу. Цифри під точками експериментальних даних означають температуру ов припинення загартування в градусах Цельсію, при якій отримані ці дані. Для цієї конкретної сталі, при збільшенні ТПЗ вище 500"С, наприклад, приблизно до 5157"С, переважним компонентом мікроструктури стає
Ф) вищий бейніт, як очевидно з мікрофотографії 56 на фіг.5. Крім того, при ТПЗ біля 5157С утворюється невеличка, ка але помітна кількість фериту, що також ілюструється мікрофотографією 56 на фіг.5. Сумарним результатом є те, що істотно знижується міцність, без відповідного поліпшення ударної в'язкості. во У цьому досліді було установлено, що варто уникати значних кількостей вищого бейніту і особливо перебільшення мікроструктур вищого бейніту, щоб одержати добре поєднання міцності й 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 у ПНЗ, одержуючи сталеві листи, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного 65 Винаходу, мікроструктури, що утворюються, можуть мати різні кількості проевтектоїдного і евтектоїдного феритів, які являють собою набагато більш м'які фази, ніж мікроструктури сталі нижчого бейніту і рейкового мартенситу. Для досягнення задач даного винаходу за міцністю, загальна кількість м'яких фаз повинна бути менше, ніж приблизно 4095. У границях цього обмеження феритвмісні бористі сталі, оброблені в ПНЗ, можуть забезпечити досить привабливе значення ударної в'язкості при високому рівні міцності, як показано на фіг. 5
Для більш збідненої, борвмісної сталі з ТПЗ приблизно 2007"С. Ця сталь характеризується сумішшю фериту і довільно відпущеного сітчастого мартенситу, причому остання фаза переважає в цьому зразку, як видно з мікрофотографії 58 на фіг.5. 3. Сталі з достатнім зміцненням, що практично не мають бору.
Для сталей даного винаходу, що практично не містять бору, потрібно підвищений вміст інших легуючих /о елементів, у порівнянні з борвмісними сталями, для того щоб досягти той же самий рівень зміцнення. Тому ці сталі, що практично не містять бору, характеризуються високим вуглецевим еквівалентом, краще більше, ніж приблизно 0,5 і менше, ніж приблизно 0,7, для того щоб їх можна було ефективно обробити й одержати прийнятну мікроструктуру і властивості для листів сталі, що мають кращу товщину для товстолистової сталі даного винаходу. На фіг.б приведені дані вимірів механічних властивостей, одержаних для сталі, що практично /5 Не містить бору, із кращими варіантами хімічного складу (квадрати), які зіставлені з даними механічних властивостей для борвмісних сталей даного винаходу, (кружки). Цифри біля кожної експериментальної точки означають температуру припинення загартування (у "С), при якій одержані ці дані. Були проведені дослідження властивостей мікроструктури для сталі, що практично не містить бору. При ТПЗ рівній 5347 мікроструктура сталі являє собою переважно ферит з осадами плюс вищий бейніт і двійниковий мартенсит. При ТПЗ рівній 4617С мікроструктура являє собою переважно вищий і нижчий бейніт. При ТПЗ рівній 428"С мікроструктура являє собою переважно нижчий бейніт з осадами. При ТПЗ рівній 380" ї 2007 мікроструктура являє собою переважно рейковий мартенсит з осадами. У цьому прикладі було установлено, що необхідно уникати значних кількостей вищого бейніту і особливо переваги мікроструктур вищого бейніту, щоб одержати добре поєднання міцності і ударної в'язкості. Більш того, також варто уникати дуже високих значень температури припинення сч г Загартування, тому що змішані мікроструктури фериту і двійникового мартенситу не забезпечують добре поєднання міцності й ударної в'язкості. Коли сталі, що практично не містять бору, оброблюють у ГТНЗ при і) температурі припинення загартування приблизно 380"С, їх мікроструктура являє собою переважно рейковий мартенсит, як показано на фіг.7. З цього електронно-мікроскопічного знімка на просвічування у світлому полі, видна чітка, паралельна сітчаста структура з високою щільністю дислокацій, за рахунок якої досягається висока «- зо Міцність цієї структури. Передбачається, що ця мікроструктура є бажаної з погляду високої міцності й ударної в'язкості. Проте помітно, що ударна в'язкість не настільки велика, у порівнянні з досягнутою для -- мікроструктур із переважно нижчим бейнітом, одержаних у борвмісних сталях даного винаходу при «Е еквівалентних значеннях температури припинення загартування в ПНЗ, або, звичайно, при температурах припинення загартування настільки низьких, як приблизно 2007С. Коли ТПЗ збільшується приблизно до 4287С, ме) з5 Мікроструктура сталі швидко змінюється від структури, що містить рейковий мартенсит, до структури, що містить цу переважно нижчий бейніт. На фіг.8, електронно-мікроскопічному знімку на просвічування у світлому полі, у зразку сталі "О" (відповідно до табл.2 опису), яка була піддана обробленню ПНЗ з температурою припинення загартування, рівній приблизно 428"С, виявлені характерні осадженні частки цементиту в матриці нижчого бейніту. У сплавах цього зразка мікроструктура нижчого бейніту характеризується доброю стабільністю при « термічному впливі, стійкістю до розм'якшення, навіть у дрібнозернистій, і субкритичній, і міжкритичній зоні в с термічного впливу у зварних виробах. Це можна пояснити наявністю дуже дрібних сплавних карбонітридів, типу що містять молібден, ванадій і ніобій. ;» Коли температури припинення загартування підвищується приблизно до 460"С, мікроструктура сталі з переважно нижчим бейнітом, замінюється іншою, що містить суміш вищого і нижчого бейніту. Як можна було очікувати, це підвищення температури припинення загартування призводить до зниження міцності. Це зниження с міцності супроводжується падінням ударної в'язкості, що приписується наявності значної об'ємної частки вищого бейніту. На фіг.9 наданий електронно-мікроскопічний знімок на просвічування у світлому полі, на якому ік показана область зразка сталі "0" (відповідно до табл.2 опису), яка була оброблена ПНЗ із температурою їх припинення загартування, рівній приблизно 46127С. На мікрофотографії виявляється сітка вищого бейніту, яка
Відрізняється наявністю пластинок цементиту на границях феритних сіток бейніту. - При ще більш високій температурі припинення загартування, наприклад 534"С. мікроструктура сталі як складається із суміші осаду, що містить ферит і двійниковий мартенсит. Електронно-мікроскопічні знімки на просвічування у світлому полі, подані на фіг.1ОА і 108, узяті з областей зразка сталі "ОО" (відповідно до табл.2 опису), яка була оброблена ПНЗ із температурою припинення загартування, рівній приблизно 5347С У 5 цьому зразку утворюється значна кількість фериту, що містить осадок, поряд із крихким двійниковим мартенситом Сумарним результатом є те, що істотно знижується міцність, без відповідного поліпшення ударної (Ф, в'язкості ка Для одержання прийнятних властивостей сталей даного винаходу, що практично не містять бору, пропонується відповідний інтервал температури припинення загартування, краще від 200 до 450"С, при цьому бо утворюються бажані структури і властивості сталі. При температурі нижче приблизно 1507С, рейковий мартенсит є занадто жорстким для оптимальної ударної в'язкості, у той час як при температурі вище приблизно 4502С, спочатку в сталі утвориться занадто багато вищого бейніту і послідовно зростаючі кількості фериту, із шкідливим осадом, і остаточно утворюється двійниковий мартенсит, який призводить до поганої ударної в'язкості цих зразків. 65 Властивості мікроструктури цих сталей, що практично не містять бору, є результатом не настільки бажаних характеристик перетворень у сталі при безупинному охолодженні. При відсутності добавки бору утворення зародків фериту не пригнічується настільки ефективно, як у випадку борвмісної сталі. У результаті, при високих значеннях температури припинення загартування спочатку утворяться значні кількості фериту в ході перетворення, що викликає поділ вуглецю в залишку аустеніту, який у наступному перетворюється у високо вуглецевий двійниковий мартенсит. По-друге, при відсутності добавки бору в сталь, аналогічно не пригнічується перетворення у вищий бейніт, що призводить до небажаного змішання мікроструктур 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, оброблення в ПНЗ ще можна ефективно використовувати для одержання сталей із винятковою міцністю й ударною в'язкістю, за умови дотримання сформульованих вище /о правил при обробленні цих сталей, особливо у відношенні температури припинення загартування.
Сталеві заготівки, оброблені відповідно до даного винаходу, краще піддають відповідному повторному нагріванню до прокатування, 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 осісти пізніше, у ході оброблення сталі, у більш бажаному вигляді, тобто у виді /5 дрібних часток в аустеніті або в продуктах перетворення аустеніту, до загартування, а також при охолодженні і зварюванні. У даному винаході повторне нагрівання здійснюють при температурах в інтервалі приблизно від 1000 до 1250"С, і краще приблизно від 1050 до 11507С. Розробка складу сплаву і його термомеханічне оброблення пристосовані для одержання такого балансу щодо сильних агентів формування карбонітридів, особливо ніобію і ванадію: приблизно одна третина цих елементів краще осаджується в аустеніті до загартування, приблизно одна третина цих елементів краще осаджується в продуктах перетворення аустеніту при охолодженні після загартування, приблизно одна третина цих елементів краще залишається у твердому розчині, щоб вони були доступні для осадження в зоні термічного впливу, для того щоб поліпшити процес звичайного розм'якшення, що с об спостерігається в сталях, які мають границю текучості більше, ніж 550МПа.
Режим прокатування, використаний для одержання зразків сталі, наданий в таблиці 1. і) - зо юю ин лиш НИ - в й юю Ф зв в ю 61771110
Ці зразки сталі гартували від кінцевої температури прокатування до температури припинення загартування зі « 20 швидкістю охолодження 35"С/еекунду, із наступним охолодженням повітрям до температури навколишнього з с середовища. При такому обробленні ПНЗ одержують бажану мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші. :з» Звертаючись знову до фіг.б, можна бачити, що можна підготувати склад і одержати сталь О (табл.2), яка практично не містить бору (нижній ряд експериментальних точок, з'єднаних пунктирною лінією), а також сталі Н і І (табл.2), що містять задану невеличку кількість бору (верхній ряд експериментальних точок, між сл паралельними лініями), таким чином, що ці сталі мають міцність на розрив більше 900МПа й ударну в'язкість при -40"Сб понад 120Дж, наприклад, МЕ-л4о понад 120Дж. У кожному випадку одержана сталь характеризується ре) переважно дрібнозернистим нижчим бейнітом і/або дрібнозернистим рейковим мартенситом Як показано їз експериментальною точкою, позначеною "534" (означає температуру припинення загартування в градусах
Цельсію, при якій одержаний цей зразок), коли технологічні параметри знаходяться поза межами способу даного - винаходу, мікроструктура, що утворилася, (ферит з осадами плюс вищий бейніт і/або двійниковий мартенсит або щк рейковий мартенсит) не є цільовою мікроструктурою сталі даного винаходу, причому міцність на розрі"або ударна в'язкість, або обидва показники стають гірше заданих границь для застосування сталі у трубопроводах.
Приклади сталей, складених відповідно до даного винаходу, приведені в таблиці 2. Сталі, позначені як "А"-"р", вв практично не містять бору, тоді як зразки "Е"-"І" містять добавку бору.
Ф) іме) 60 б5
Таблиця 2 о
СКЛАД ЕКСПЕРИМЕНТАЛЬНИХ СТАЛЕЙ
І | | | о Ї Вміст добавки (мас.20) вання - - -
Ісаї с в | Ме) місе|сс!мо/ м у | п) л) в! м) »/ ві ю | л |сою| оо 19 035) - 06 | 030 | оозо | 0озо | о012|0021) - сом | «ово | лою соті) ал» 035 пя пло ою, цю омоуосю| С як во ооо » Гоот| 025 191033) 04 | 06 046 0032 00520015 о0і8) -- | 00 0050 0016 вк ою! 07 180035) -) - 0200030 | оово | 0015 | 0020 | обов | паз | 0050 є Говіо|тя 05) | 02000 вою огів| ою лов | хи, лою 7 н | 0072| 007 | 191 1035 -- | 029 | 030 | 0.031 | 0059 | 0015 | 0.019 | 0010 | 0025 | 0050 | 0009 ) 2 вот оо5 | 19510351 -- 1930. 0300030) оохю | обі | охо | по | лю15 ово ото
Кращий варіант втілення з прекрасною ударною в'язкістю при дуже низькій температурі (УВНТ)
Для одержання товстолистової сталі, відповідно до даного винаходу, із міцністю на розрив більшою, ніж приблизно 930МПа і такою, що має чудову ударну в'язкість при дуже низькій температурі, краще мікроструктура ЄМ товстолистової сталі містить щонайменше приблизно 90об.95 суміші дрібнозернистого нижчого бейніту і г) дрібнозернистого рейкового мартенситу. Краще, щонайменше 2/3, ще краще щонайменше 3/4 цієї суміші дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого мартенситу містять дрібнозернистий нижчий бейніт, перетворений із нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менше, ніж приблизно 1Омкм.
Такий дрібнозернистий нижчий бейніт, характеризується наявністю тонкодиспергованих карбідів усередині -- зерен, виявляє чудову ударну в'язкість при дуже низькій температурі. Відмінна ударна в'язкість при низькій «- температурі такого дрібнозернистого нижчого бейніту, який відрізняється дрібними гранями на поверхні розламу, може бути приписана хвилястості лінії розламу в таких мікроструктурах. Довільно відпущений дрібнозернистий « рейковий, мартенсит маг ударну в'язкість при дуже низькій температурі близьку до ударної в'язкості Ге! дрібнозернистого нижчого бейніту. Навпаки, вищий бейніт, що містить велику кількість мартенсит-аустенітного
Зо (МА) компоненту, має погану ударну в'язкість при низькій температурі. Взагалі, важко одержати дуже високу о міцність для мікроструктур, які містять велику частку фериту і/ або вищого бейніту. Такі компоненти призводять до неоднорідності мікроструктури. Таким чином, хоча об'ємна частка мікроструктури, що залишилася, може містити вищий бейніт, двійниковий мартенсит і ферит, або їх суміші, утворення вищого « бейніту, переважно, зведено до мінімуму. Краще, мікроструктура товстолистової сталі містить менше, ніж приблизно 8 об'ємних 95 мартенсит-аустенітного компоненту. З с Для одержання товстолистової сталі, що має добру ударну в'язкість при дуже низькій температурі, "» відповідно до цього варіанту втілення даного винаходу з УВНТ, бажано оптимізувати мікроструктуру первинного " аустеніту, тобто мікроструктуру аустеніту, який існує при температурі перетворення аустеніту у ферит (або вище цієї температури), тобто точки перетворення Агз, для того щоб ефективно поліпшити мікроструктуру сталі.
Для досягнення цієї мети первинний аустеніт кондиціонуюють як нерекристалізований аустеніт, щоб сприяти о утворенню зерен із середнім розміром зерен меншим, ніж приблизно 1Омкм. Таке поліпшення зерен
Ге) нерекристалізованого аустеніту є особливо ефективним для удосконалення ударної в'язкості сталі при дуже низькій температурі, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ. Для одержання цільової ударної в'язкості о сталі при дуже низькій температурі (наприклад, 5095 мТге менше, ніж приблизно -60"С, краще, менше, ніж - 20 приблизно -852С, і мЕ-40, більше, ніж приблизно 120Дж, краще більше, ніж приблизно 175Дж), краще середній розмір зерен (4) нерекристалізованого аустеніту складає менше, ніж приблизно 10 мкм Деформаційні смуги і -6ь границі двійників, дія яких аналогічна дії границь зерен аустеніту в ході перетворення, обробляються як такі, і таким чином визначають границі зерен аустеніту. Конкретно, відношення загальної довжини прямої лінії, проведеної поперек товщини листа сталі, до числа перетинань цієї лінії з границями зерен аустеніту, які 25 визначені вище, являє собою середній розмір зерен, а Виявилося, що визначений таким способом розмір зерен
ГФ) аустеніту дуже добре корелює із характеристиками ударної в'язкості при дуже низькій температурі, які вимірюють, наприклад, при дослідженні зразків з М-надрізом за Шарпі. де Наступний опис складу сплаву і способу оброблення сталі в цьому варіанті втілення з УВНТ додатково визначає склад сплаву і способу оброблення, які описані вище для сталей даного винаходу. 60 Для сталей відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, параметр Р, який залежить від композиції певних легуючих елементів, описує міцність сталі і як визначено в цьому винаході, краще встановлюється в розглянутих нижче межах, для того щоб досягти баланс між бажаною міцністю й ударною в'язкістю при дуже низькій температурі. Більш конкретно, нижні границі інтервалів значень Р установлюють таким чином, щоб одержати міцність на розтяг щонайменше приблизно 930МПа і добру ударну в'язкість при дуже низькій бо температурі. Верхні границі інтервалів значень Р установлюють таким чином, щоб одержати чудову зварюваність у польових умовах і ударну в'язкість при низькій температурі в зоні термічного впливу. Параметр
Р додатково визначається нижче і у словнику термінів.
Для сталей, які практично не містять бору, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, параметр Р краще більше, ніж приблизно 1,9 і менше, ніж приблизно 2,8. Для сталей, які практично не містять бору, параметр Р визначається таки чином:
РА2,7С-0,451-МиО0,8Сто45(МінСи)«МовМ-1, де кількість легуючих елементів - вуглецю, кремнію, марганцю, хрому, нікелю, міді, молібдену, і ванадію виражена в масових процентах.
Для сталей, що містять бор, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, параметр Р краще більше, ніж 70 приблизно 2,5 і менше, ніж приблизно 3,5. Для сталей, що містять бор, параметр Р визначається таким чином:
Р-2,7С-0,451-Мпо 8Сго 45(МінСи)к2МоМ, де кількість легуючих елементів - вуглецю, кремнію, марганцю, хрому, нікелю, міді. молібдену і ванадію виражена в масових процентах.
Що стосується додаткового визначення кількості легуючих елементів відповідно до цього варіанту втілення з 7/5 УВНТ, то вміст вуглецю краще складає щонайменше приблизно О0,О05мас.ю, для того щоб одержати бажану міцність і мікроструктуру дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу по всій товщині листа.
Крім того, з метою цього варіанту втілення з УВНТ, нижня границя вмісту марганцю складає краще приблизно 1,7мас.Уо. Марганець є суттєвим для одержання цільових мікроструктур цього варіанту втілення з УВНТ, що сприяє доброму балансу між міцністю й ударною в'язкістю при низькій температурі.
Значний вплив молібдену на міцність сталі особливо виражені в борвмісних сталях цього варіанту утілення з
УВНТ. Звертаючись до визначень параметра Р, відзначимо, що множник при вмісті молібдену у формулі для параметра Р приймає значення, рівне одиниці для сталей, що не містять бору, і рівне двом для сталей, що містять бор Коли молібден добавляють разом із ніобієм, молібден посилює пригнічення рекристалізації аустеніту сч 2г5 В ході регульованого прокатування і тим самим сприяє поліпшенню мікроструктури аустеніту. Для досягнення цих бажаних ефектів у сталях, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, кількість молібдену, що додають в (8) сталі, які практично не містять бору, краще складає щонайменше приблизно 0,35мас.оо, а кількість молібдену, що додають в борвмісні сталі, краще складає щонайменше приблизно 0,25мас.об.
Дуже малі кількості бору можуть сильно збільшити міцність сталі і сприяти утворенню мікроструктури «- зр нижчого бейніту, шляхом пригнічення утворення вищого бейніту Краще, кількість бору, необхідна для збільшення міцності сталі, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, складає щонайменше приблизно 0,000бмас.о -- (бм.д.), і у відповідності з усіма сталями даного винаходу, переважно складає щонайменше приблизно «г 0,002Омас.бо (20м.д.). Бор, у показаному інтервалі вмісту є дуже ефективним зміцнюючим агентом. Це демонструється впливом присутнього бору на параметр зміцнення, величину Р. В інтервалі ефективного вмісту ме) бор збільшує на 1 одиницю величину Р, тобто бор збільшує спроможність сталі до зміцнення. Бор також посилює ю ефективність дії як молібдену, так і ніобію на збільшення зміцнення сталі.
У сталях відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ вміст фосфору і сірки, що звичайно присутні в сталі як домішки, переважно складає менше, ніж приблизно 0,015мас.о і приблизно 0,00Змас.оо, відповідно. Такий переважний вміст домішок виникає з необхідності максимального поліпшення ударної в'язкості при низькій « температурі для основного металу і у зоні термічного впливу зварних виробів Показане вище обмеження вмісту пт) с фосфору дає внесок у поліпшення ударної в'язкості при низькій температурі шляхом зменшення осьової ліквації в заготівках безперервного лиття і запобігання міжгранулярної руйнації. Показане вище обмеження вмісту сірки ;» покращує пластичність і ударну в'язкість сталі шляхом зменшення числа і розміру вкраплень сульфіду марганцю, що подовжуються в ході гарячого прокатування.
Ванадій, мідь або хром можна додавати в сталі, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, але це не є с необхідним Коли ванадій, мідь або хром додані в сталі, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, кращими є нижні границі їх вмісту, приблизно 0.01, 0,1 або 0,1мас.95 відповідно, оскільки ці нижні границі се) представляють собою мінімальні кількості індивідуальних елементів, які необхідні для забезпечення помітного ї5» впливу на властивості сталі. В загальному обговоренні сталей цього винаходу кращою верхньою границею 5о ВМмісту ванадію є приблизно 0О,1Омас.9о, ще кращою приблизно 0,08мас.9о. Верхня границя вмісту приблизно - О,Овмас.бо являється кращою як для міді, так і для хрому в цьому варіанті втілення з УВНТ, оскільки при як надлишковому вмісті або міді, або хрому існує тенденція до значного погіршення зварюваності в польових умовах і ударної в'язкості в зоні термічного впливу. Навіть для сталей, що мають хімічний склад, який показаний вище, цільові властивості не будуть досягнуті, якщо вони не оброблені у відповідних умовах, щоб ов одержати бажані мікроструктури цього варіанту втілення з УВНТ.
Відповідно до цього варіанту втілення даного винаходу з УВНТ, сталеву заготівку або злиток заданого
Ф) хімічного складу повторно нагрівають до температури краще між приблизно 1050 і 1250"7С. Потім її піддають ка гарячому прокатуванню відповідно до способу даного винаходу. Конкретно, для цього варіанту втілення з УВНТ, гаряче прокатування здійснюють із кращою остаточною температурою прокатування вищою, ніж приблизно бо 7907С; причому жорстке прокатування, тобто зменшення товщини заготівки більше, ніж приблизно на 5090, краще відбувається між 950 і 70070. Більш конкретно, повторно нагріту заготівку або злиток прокатують із зменшенням товщини щонайменше приблизно на 2095, але менше, ніж приблизно на 5095, з утворенням листа за один або декілька проходів у границях першого інтервалу температур, у якому рекристалізується аустеніт, і потім лист прокатують, зменшуючи його товщину більше, ніж приблизно на 5095 за один або декілька проходів у 65 другому температурному інтервалі, температура котрого декілька нижче, ніж у першому інтервалі, в якому аустеніт не рекристалізується, і вище точки перетворення Аг з, причому другий температурний інтервал краще знаходиться між 950 і 7007. Після остаточного прокатування сталей, які містять бор, а також таких, що практично не містять бору, відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ. товстолистову сталь загартовують до заданої температури припинення загартування приблизно між 450 і 2007С із швидкістю охолодження щонайменше приблизно 10"Г у секунду, краще щонайменше приблизно 207"С у секунду. Загартування припиняють, і сталевому листу дають остудитися повітрям до температури навколишнього середовища, для того щоб полегшити завершення перетворення товстолистової сталі в суміш, що містить по меншій мірі приблизно 90об.9о дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше приблизно 2/3 цієї суміші складаються із дрібнозернистого нижчого бейніту, одержаного 7/0 перетворенням нерекристалізованого аустеніту, який має середній розмір зерен менше, ніж приблизно 1Омкм.
Додаткове пояснення: сталь нагрівають краще щонайменше приблизно до 1050"С, так щоб практично всі індивідуальні елементи перейшли у твердий розчин, і щоб температура сталі залишалася в цільовому інтервалі температур у ході прокатування. Сталь повторно нагрівають до температури, яка краще не вища, ніж приблизно 12507С, щоб уникнути укрупнення зерен аустеніту до такого ступеня, що наступне поліпшення шляхом /5 прокатування не буде достатньо ефективним. Краще, сталь повторно нагрівають за допомогою підхожого засобу підвищення температури всієї сталевої заготівки або злитка до цільової температури повторного нагрівання, наприклад, поміщаючи цю сталеву заготівку або злиток у піч. Повторно нагріту сталь прокатують краще в таких умовах, щоб зерна аустеніту, укрупнені в результаті повторного нагрівання, перекристалізовувались у більш дрібні зерна в ході прокатування при підвищеній температурі, як описано вище. Для того щоб одержати бажане го максимальне поліпшення структури зерен аустеніту по всій товщині листа, краще, прокатування товстого листа здійснюють у другому температурному інтервалі, в якому аустеніт не рекристалізується. Звичайно, для сталей цього варіанту втілення з УВНТ, що містять більше, ніж приблизно 0,01мас.9о як ніобію, так і молібдену, верхня границя цього температурного інтервалу без рекристалізації, тобто температура Тнр, рівна приблизно 9507
Усередині цього інтервалу температур без рекристалізації краще зменшують товщину сталевого листа в ході сч ов гарячого прокатування більше, ніж приблизно на 5095, щоб одержати цільове поліпшення мікроструктури.
Прокатування краще завершують вище температури, при якій аустеніт починає перетворюватися у ферит у ході і) охолодження, тобто точки перетворення Аг 3. Більш того, для сталей цього варіанту втілення з УВНТ, прокатування краще завершують при температурі біля 700"С або вище Можна одержати підвищену ударну в'язкість при низькій температурі, завершуючи прокатування при можливо низькій температурі, яка проте вища, «- зо Ніж приблизно 700"С. а також точка перетворення Агз. Крім того, для сталей цього варіанту втілення з УВНТ, гаряче прокатування краще завершують при температурі нижче, ніж приблизно 8507С. Для того щоб одержати -- цільову мікроструктуру дрібнозернистого нижчого бейніту, прокатану сталь прохолоджують, наприклад, шляхом «Е загартування водою, краще до температури між приблизно 450 і 2007С, у цій області температур завершуються перетворення нижчого бейніту і аустеніту, при швидкості загартування (охолодження) вище, ніж приблизно 107 ме) зв У секунду, краще вище, ніж приблизно 207С у секунду, так щоб ферит практично не формувався. Швидкість ю охолодження вище, ніж приблизно 10"С у секунду, краще вище, ніж приблизно 207С у секунду, відповідає критичній швидкості охолодження, для того щоб практично виключити формування фериту /вищого бейніту і забезпечити одержання структури переважно дрібнозернистий нижчий бейніт/ рейковий мартенсит у сталях з малими добавками легуючих елементів і з величинами параметру Р, близькими до нижньої границі інтервалу, « показаного конкретно для цього варіанту втілення з УВНТ. При підвищених швидкостях охолодження можливо з с невеличке поліпшення ударної в'язкості. Оскільки верхня границя швидкості охолодження визначається теплопровідністю, ця верхня границя не обмовляється. Якщо охолодження за допомогою загартування ;» припиняється вище, ніж приблизно 450"С, то спостерігається тенденція до утворення вищого бейніту, який може погіршувати ударну в'язкість при низькій температурі Навпаки, якщо таке охолодження за допомогою
Загартування продовжується нижче, ніж приблизно 200"С, то спостерігається тенденція до утворення термічно с нестабільної мікроструктури мартенситу, який може призвести до зниження ударної в'язкості при низькій температурі. Більш того, в присутності термічно нестабільного мартенситу існує тенденція до збільшення ік ступеня розм'якшення в зоні термічного впливу. Таким чином, температуру припинення загартування (ТПЗ) їх краще обмежують в інтервалі приблизно між 450 і 20070.
Нижче приведені приклади сталей, одержаних відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ. Матеріали - різноманітного складу були приготовані у вигляді злитків, вагою біля 5Окг і приблизно 100мм товщиною, за як допомогою І О-конвертора (із кисневим дуттям) і безупинного лиття, відомих процесів виробництва сталі.
Злитки або заготівки прокатували в листи в різних умовах, у відповідності зі способом, описаним у цьому винаході. Були досліджені властивості і мікроструктури листів, що мають товщину в інтервалі приблизно від дво Л9МмМм до 25мм. Механічні властивості зразків сталі, а саме: границя текучості (ГТ), міцність на розрив (МР). енергія удару при -407С (мЕ- 0) і 5095 міг відповідно до дослідження зразків із М-надрізом за Шарпі, (Ф, визначали в напрямку, перпендикулярному напрямку прокатування. Ударну в'язкість у зоні термічного впливу й ка енергію удару при -207С (мЕ-о) оцінювали використовуючи зону термічного впливу, відтворену за допомогою моделювання теплового циклу зварювання, з максимальною температурою нагрівання приблизно 14007 і бо часом охолодження біля 25 секунд в інтервалі приблизно між 800 і 500"С, тобто зі швидкістю охолодження приблизно 127С. Зварюваність у польових умовах оцінювали на підставі мінімальної температури попереднього нагрівання, яка потрібна для запобігання холодного розтріскування в зоні термічного впливу і визначається у дослідженні розтріскування зварного виробу з У-розрізом (відоме дослідження для визначення температури попереднього нагрівання), відповідно до промислового стандарту Японії, УІ5 б 3158. Зварювання здійснювали 65 способом електрозварювання в газометалевій дузі з використанням електрода з міцністю на розруб приблизно 100о0мМпа, при підводі тепла біля 0,ЗкКДж/мм, причому зварений метал містив З см водню в 100г металу.
У табл.З, табл.4 (метричні одиниці, СІ) і табл.5 (британські одиниці) приведені дані для прикладів цього варіанту втілення з УВНТ, даного винаходу, поряд із даними для деяких сталей поза об'ємом цього варіанту втілення з УВНТ, приготованими з метою зіставлення. Сталеві листи, відповідно до цього варіанту втілення з
УВНТ, мають добре поєднання властивостей міцності, ударної в'язкості при низьких температурах і зварюваності в польових умовах.
Таблиця 3
СКЛАД ЗРАЗКІВ СТАЛЕЙ ВИНАХОДУ 1 ЗРАЗКІВ ЗІСТАВЛЕННЯ вання поет : Й ре сіва|мі н!сісію! кім! ч/ м в |н| 5 | ші р я | 1 Ти Тем Ма 4 - |вя Тов о (ооо аю, | ск рвж Горб зво (воно ою) ї
Іти» Га |е» | 7 о5 ее |мо об Голо тов з Те ою п» в |веоояж |в ехо о олю вою сою лю вот (ме) ах») сот вах 19 оз аж |за |оз | овю сел лю) ою | ям ЕМО | злив ш сот Їх 119 |о55 028 1032 |039 |ом | - ом |о0ю «оз аю | ою | об 2165 ю | «сія» ре |- ем | 7 овю ою ло жо ожо опо) 3015 вот (ія оз) - о 1030 | ов ою | вхо | ков Мо» |з єр ви па Тож | ев ою о ох ою Тло лих волю | РАВ аж й 7 Тан Тов пло (ою 7 ев ож |мо оо впе обв але овшлю же) 0 ровв ! ав р з Гая / 7 5 ом (в | оо Зоою лю свов лю |до бали 153 д 2 | ною вію в «оо - лю опе ее зон
ВОМС СЯ ЕВЕР Р ЧИ УА А НИЗ ПЕЧІ РН С Я Ви Я Я НЯДД Я по Мілн Вісн пови Пишвннн ДИВАН Бонні Вода ой ИН Ж ліввв нн данину Мінін ВИЛО Плані Нідхінініння ВИНО ііі - жж Зразок зіставлення -
Таблиця 4 (одиниці СІ). Оброблення 1 властивості зразків сталей винаходу і зразків зіставлення «г
Маркіру Умови оброблення Мікрострук- (є) й й 71717 16 |100 | єв 1820 | со |лоо | 7 |500 | 7од Говя | 64 | 95 |157 непотрібно . ши 20 01! 7 яо | 750 014 1590 1 815 10321 296 | -105 1659 непотрібно 31720 пеня ше шини: ниж ши тик лю анти нар - ц Ге 7 20 11150 60 |Їлкюо | 251350 | 6 |500 | 77019958 | 268 що 27
Гоожі 20 113001 во 760 | 201350 |14 1590 | яд | 1044| 155 | -Я« 169 непотрібно (
Полож 2о 111501 ющдо 820 | 350 | я | 60 | 731 1891 | 105 -55 1169 непотрійна ь ї ГЕ о В ши ох 20 пзор- 50 в 471350 | 9 | 80 | 582 756 | 156. -85. 38 не потрібно цу 5 Пе во 171350. 117. | 90 о |83 непотрібно. - ТПН - температура повторпого нагрівання: КТ - кінцева температура: ком - кімнатна температура «Зразки зіставлення
Відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ, даний винахід забезпечує стабільне масове виробництво сталі для трубопроводів із дуже високою міцністю (сорт АРІ Х100 або вище з міцністю на розрив 930МПа або вище), 29 що має чудову зварюваність в польових умовах і ударну в'язкість при низькій температурі. Це призводить до
ГФ) значного удосконалення конструкції трубопроводів, а також ефективності транспорту і роботи устаткування.
Сталі, які мають склад відповідно до цього варіанту втілення з УВНТ і оброблені відповідно до способу о даного винаходу, придатні для використання в різноманітних галузях виробництва, включаючи трубопроводи для транспорту природного газу або сирої нафти, різноманітного типу зварні ємності під тиском і промислові 60 агрегати.
Хоч цей винахід описаний у виді одного або декількох кращих варіантів здійснення, варто розуміти, що можуть бути зроблені інші модифікації, без відхилення від об'єму винаходу, який викладений нижче у формулі винаходу. б5
Claims (40)
1. Низьколегована конструкційна сталь, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 120 Дж, параметр 5095 мТт8 менший, ніж -60"С і мікроструктуру, яка містить щонайменше 90 об.9о суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, у якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складаються з дрібнозернистого нижнього бейніту, перетвореного з нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж мкм, і яка одержана із повторно нагрітої сталі, що містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: відОО5 до 0,10 С; 10 від 1,7 до 2,1 Мп; від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; від 0,001 до 0,006 М; до 0,6 51; до 0,06 АЇ; до 0,015 Р; до 0,003 5.
2. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вміст Мо складає щонайменше 0,35 мас. 905.
З. Сталь за п. 1 або 2 яка відрізняється тим, що має значення параметра Р від 1,9 до 2,8 і вказаний параметр Р визначається з виразу: Р-2,7С0,451-Мпо 8Сто 45(МінСи) Мо вМ-1, де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо. сем
4. Сталь за п. 3, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.95, вибрану з (5) групи, що включає: відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст. ч
5. Сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить від 0,0006 до 0,002 мас. 95 В і має значення - параметра Р від 2,5 до 3,5 і вказаний параметр Р визначається з виразу: Р-2,7С-0,451-Мпо 8Сго 45(МінСи)к2МоМ, « де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оОо. ФУ
6. Сталь за п. 5, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.9о, вибрану з групи, що включає: ІФ) відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст. «
7. Сталь за будь-яким з пп. 1-6, яка відрізняється тим, що додатково містить в мас. 90: від 0,001 до 0,006 Са; ші с від 0,001 до 0,02 РЗМ; и від 0,0001 до 0,006 Ма. є»
8. Спосіб одержання листа сталі, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 120 Дж, параметр 5095 мТтв менший, ніж -607С00 і мікроструктуру, яка містить щонайменше 90 об. 95 суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і 1 дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого с нижнього бейніту, перетвореного із нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж 10 мкм, і яка містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: ї від 0,05 до 0,10 С; -л 20 від 1,7 до 2,1 Мп; від 0,2 до 1,0 Мі;
-. й від 0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; від 0,001 до 0,006 М; до 0,6 51; о до 0,06 АЇ; де до 0,015 Р; до 0,003 5, 60 причому спосіб включає стадії: а) нагрівання сталевої заготівки до температури в інтервалі від 10507 до 125070, Б) зменшення товщини цієї заготівки до листа за один або декілька проходів між гарячими валками у першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, с) додаткове зменшення товщини листа за один або декілька проходів між гарячими валками у другому 65 температурному інтервалі, в якому аустеніт не рекристалізується, в якому відбувається зменшення товщини листа більше, ніж на 5095, і завершення прокатування при температурі остаточного прокатування вищій, ніж
7007С та вище точки перетворення Аг; а) загартування вказаного листа зі швидкістю щонайменше 10"С/с до температури припинення загартування в інтервалі від 4507 до 2007; і е) припинення вказаного загартування й охолодження вказаного листа на повітрі до температури навколишнього середовища.
9. Спосіб за п. 8, який відрізняється тим, що вказаний другий температурний інтервал стадії с) знаходиться нижче 95070.
10. Спосіб за п. 8, який відрізняється тим, що вказана температура остаточного прокатування на стадії с) /о знаходиться нижче 85076.
11. Низьколегована конструкційна сталь, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 120 Дж, параметр 5095 мТт8 менший, ніж -60"С і мікроструктуру, що містить менше, ніж 8 об. 95 мартенсит-аустенітного компонента і щонайменше 90 об. 95 суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого нижнього бейніту, перетвореного із нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж 10 мкм, і яка одержана із повторно нагрітої сталі, що містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: відОО5 до 0,10 С; від 1,7 до 2,1 Мп; від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; від 0,001 до 0,006 М; сч до 0,6 51; 7 дооовл),; о до 0,015 Р; до 0,003 5.
12. Сталь за п. 11, яка відрізняється тим, що вміст Мо складає щонайменше 0,35 мас. 905. - зо
13. Сталь за п. 11 або 12, яка відрізняється тим, що має значення параметра Р від 1,9 до 2,8 і вказаний параметр Р визначається з виразу: - Р-2,7С0,451-Мпо 8Сто 45(МінСи) Мо вМ-1, «Е де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо.
14. Сталь за п. 13, яка відрізняється тим, додатково містить щонайменше одну добавку в мас.95, вибрану з Ме) з5 Групи, що включає: ю відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст.
15. Сталь за п. 11, яка відрізняється тим, що додатково містить від 0,0006 до 0,002 мас 9о В і має значення « параметра Р від 2,5 до 3,51 вказаний параметр Р визначається з виразу: з с Р-2,7С-0,451-Мпо 8Сго 45(МінСи)к2МоМ, . де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо. и?
16. Сталь за п. 15, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.95, вибрану з групи, що включає: відО0Ої до 01 мМ; с відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст. се)
17. Сталь за будь-яким з пп. 11-16, яка відрізняється тим, що додатково містить в мас. 905: їх від 0,001 до 0,006 Са; від 0,001 до 0,02 РЗМ; - від 0,0001 до 0,006 Ма. як
18. Спосіб одержання листа сталі, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 120 Дж, параметр 5095 мТтв менший, ніж -607С і мікроструктуру, що містить менше, ніж 8 об. 95 мартенсит-аустенітного компонента і щонайменше 90 об. дв о суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого нижнього бейніту, перетвореного із нерекристалізованого Ф) аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж 10 мкм, і яка містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: ка відОО5 до 0,10 С; від 1,7 до 2,1 Мп; во від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; від 0,001 до 0,006 М; 65 до 0,6 51; до 0,06 АЇ;
до 0,015 Р; до 0,003 5, причому спосіб включає стадії: а) нагрівання сталевої заготівки до температури в інтервалі від 10507 до 125070, Б) зменшення товщини цієї заготівки до листа за один або декілька проходів між гарячими валками у першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, с) додаткове зменшення товщини листа за один або декілька проходів між гарячими валками у другому температурному інтервалі, в якому аустеніт не рекристалізується, в якому відбувається зменшення товщини /р листа більше, ніж на 5095, і завершення прокатування при температурі остаточного прокатування вищій, ніж 7007С та вище точки перетворення Аг; а) загартування вказаного листа зі швидкістю щонайменше 10"С/с до температури припинення загартування в інтервалі від 4507 до 2007; і е) припинення вказаного загартування й охолодження вказаного листа на повітрі до температури /5 навколишнього середовища.
19. Спосіб за п. 18, який відрізняється тим, що вказаний другий температурний інтервал стадії с) знаходиться нижче 95070.
20. Спосіб за п. 18, який відрізняється тим, що вказана температура остаточного прокатування на стадії с) знаходиться нижче 85070.
21. Низьколегована конструкційна сталь, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 175 Дж, параметр 5095 мТт8 менший, ніж -60"С і мікроструктуру, що містить щонайменше 90 об. 95 суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, у якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого нижнього бейніту, перетвореного з нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж с Дб 10 мкм, і яка одержана із повторно нагрітої сталі, що містить залізо і такі легуючі елементи в мас.7о: від 0,05 до 0,10 С; о від 1,7 до 2,1 Мп; від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; «- зо від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; - від 0,001 до 0,006 М; «г до 0,6 51; до 0,06 АЇ; Ме. до 0,015 Р; ю до 0,003 5.
22. Сталь за п. 21, яка відрізняється тим, що вміст Мо складає щонайменше 0,35 мас. 905.
23. Сталь за п. 21 або 22 яка відрізняється тим, що має значення параметра Р від 1,9 до 2,8 і вказаний параметр Р визначається з виразу: « Р-2,7С0,451-Мпо 8Сто 45(МінСи) Мо вМ-1, в с де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо.
24. Сталь за п. 23, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.9о, вибрану ;» з групи, що включає: відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; с від 0,1 до 0,8 Ст.
25. Сталь за п. 21, яка відрізняється тим, що додатково містить від 0,0006 до 0,002 мас. 95 В і має значення ік параметра Р від 2,5 до 3,5 і вказаний параметр Р визначається з виразу: ї5» Р-2,7С-0,451-Мпо 8Сго 45(МінСи)к2МоМ, де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо. -
26. Сталь за п. 25, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.9о, вибрану Кк з групи, що включає: відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст.
27. Сталь за будь-яким з пп. 21-26, яка відрізняється тим, що додатково містить в мас. 90: іФ) від 0,001 до 0,006 Са; ка від 0,001 до 0,02 РЗМ; від 0,0001 до 0,006 Ма. во 28. Спосіб одержання листа сталі, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків з М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 175 Дж, параметр 5095 мІТт8 менший, ніж -60"С і мікроструктуру, що містить щонайменше 90 об. 90 суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого нижнього бейніту, перетвореного із нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж 65 10 мкм, і яка містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: відОО5 до 0,10 С;
від 1,7 до 2,1 Мп; від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; від 0,001 до 0,006 М; до 0,6 51; до 0,06 АЇ; 70 до 0,015 Р; до 0,003 5, причому спосіб включає стадії: а) нагрівання сталевої заготівки до температури в інтервалі від 1050 до 12507С; Б) зменшення товщини цієї заготівки до листа за один або декілька проходів між гарячими валками у /5 першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; с) додаткове зменшення товщини листа за один або декілька проходів між гарячими валками у другому температурному інтервалі, в якому аустеніт не рекристалізуєтся, в якому відбувається зменшення товщини листа більше, ніж на 5095, і завершення прокатування при температурі остаточного прокатування вищій, ніж 7007С та вище точки перетворення Аг; 20 а) загартування вказаного листа зі швидкістю щонайменше 10"С/с до температури припинення загартування в інтервалі від 4507 до 2007; і е) припинення вказаного загартування й охолодження вказаного листа на повітрі до температури навколишнього середовища.
29. Спосіб за п. 28, який відрізняється тим, що вказаний другий температурний інтервал стадії с) с ов Знаходиться нижче 95076.
30. Спосіб за п. 28, який відрізняється тим, що вказана температура остаточного прокатування на стадії с) і) знаходиться нижче 85070.
31. Низьколегована конструкційна сталь, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 175 Дж, параметр 5095 мТт8 - зо менший, ніж -85"7С і мікроструктуру, яка має щонайменше 90 об. 75 суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого (87 нижнього бейніту, перетвореного із нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж «г мкм, і яка одержана із повторно нагрітої сталі, що містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: від 0,05 до 0,10 С; Ме. від 1,7 до 2,1 Мп; ю від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; « від 0,001 до 0,006 М; з до 0,6 51; с до 0,06 АЇ; ;» до 0,015 Р; до 0,003 5.
32. Сталь за п. 31, яка відрізняється тим, що вміст Мо складає щонайменше 0,35 мас. 95. с
33. Сталь за п. 31 або 32 яка відрізняється тим, що має значення параметра Р від 1,9 до 2,8 і вказаний параметр визначається з виразу: і, Р-2,7С0,451-Мпо 8Сто 45(МінСи) Мо вМ-1, їх де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо.
34. Сталь за п. 33, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.95, вибрану - з групи, що включає: шк відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст.
35. Сталь за п. 31, яка відрізняється тим, що додатково містить від 0,0006 до 0,002 мас. 9о В і має значення параметра Р від 2,5 до 3,5 і вказаний параметр Р визначається з виразу: (Ф, Р-2,7С-0,451-Мпо 8Сго 45(МінСи)к2МоМ, ка де кількість легуючих елементів С, Зі, Мп, Ст, Мі, Си, Мо і М взято в мас.оо.
36. Сталь за п. 35, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку в мас.95, вибрану бор З групи, що включає: відО0Ої до 01 мМ; відоО,1 до 0,8 Си; від 0,1 до 0,8 Ст.
37. Сталь за будь-яким з пп. 31-36, яка відрізняється тим, що додатково містить в мас. 9б: 65 від 0,001 до 0,006 Са; від 0,001 до 0,02 РЗМ;
від 0,0001 до 0,006 Ма.
38. Спосіб одержання листа сталі, яка має міцність на розрив щонайменше 930 МПа, енергію удару, виміряну при дослідженні зразків із М-надрізом за Шарпі при -40"С, щонайменше 175 Дж, параметр 5095 мТтв менший, ніж 7850 1 мікроструктуру, що містить щонайменше 90 об. 95 суміші дрібнозернистого нижнього бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу, в якій щонайменше 2/3 вказаної суміші складається із дрібнозернистого нижнього бейніту, перетвореного із нерекристалізованого аустеніту, що має середній розмір зерен менший, ніж мкм, і яка містить залізо і такі легуючі елементи в мас.9о: відОО5 до 0,10 С; 70 від 1,7 до 2,1 Мп; від 0,2 до 1,0 Мі; від0,01 до 0,10 МБ; від 0,005 до 0,03 Ті; від 0,25 до 0,6 Мо; від 0,001 до 0,006 М; до 0,6 51; до 0,06 АЇ; до 0,015 Р; до 0,003 5, причому спосіб включає стадії: а) нагрівання сталевої заготівки до температури в інтервалі від 1050 до 12507С; Б) зменшення товщини цієї заготівки до листа за один або декілька проходів між гарячими валками у першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; с) додаткове зменшення товщини листа за один або декілька проходів між гарячими валками у другому с г температурному інтервалі, в якому аустеніт не рекристалізується, в якому відбувається зменшення товщини листа більше, ніж на 5095, і завершення прокатування при температурі остаточного прокатування вищій, ніж і) 700"7С та вище точки перетворення Агз; а) загартування вказаного листа зі швидкістю щонайменше 10"С/с до температури припинення загартування в інтервалі від 4507 до 2007; і «- зо е) припинення вказаного загартування й охолодження вказаного листа на повітрі до температури навколишнього середовища. -
39. Спосіб за п. 38, який відрізняється тим, що вказаний другий температурний інтервал стадії с) «Е знаходиться нижче 95070.
40. Спосіб за п. 38, який відрізняється тим, що вказана температура остаточного прокатування на стадії с) ме) зв Знаходиться нижче 85076. ю -
с . и? 1 се) щ» - 50 - Ф) іме) 60 б5
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US5391597P | 1997-07-28 | 1997-07-28 | |
| PCT/US1998/015921 WO1999005335A1 (en) | 1997-07-28 | 1998-07-28 | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| UA59411C2 true UA59411C2 (uk) | 2003-09-15 |
Family
ID=21987407
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| UA2000021130A UA59411C2 (uk) | 1997-07-28 | 1998-07-28 | Низьколегована конструкційна сталь (варіанти) та спосіб одержання листа сталі (варіанти) |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6264760B1 (uk) |
| EP (1) | EP1025272B1 (uk) |
| JP (1) | JP4294854B2 (uk) |
| KR (1) | KR100375086B1 (uk) |
| CN (2) | CN1085258C (uk) |
| AT (1) | ATE330040T1 (uk) |
| AU (1) | AU736035B2 (uk) |
| BR (1) | BR9811051A (uk) |
| CA (1) | CA2295582C (uk) |
| DE (1) | DE69834932T2 (uk) |
| ES (1) | ES2264572T3 (uk) |
| RU (1) | RU2218443C2 (uk) |
| UA (1) | UA59411C2 (uk) |
| WO (1) | WO1999005335A1 (uk) |
Families Citing this family (89)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW436597B (en) * | 1997-12-19 | 2001-05-28 | Exxon Production Research Co | Process components, containers, and pipes suitable for containign and transporting cryogenic temperature fluids |
| 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 |
| US7481897B2 (en) * | 2000-09-01 | 2009-01-27 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel |
| EP1325967A4 (en) * | 2001-07-13 | 2005-02-23 | Jfe Steel Corp | STEEL TUBE WITH HIGH RESISTANCE, HIGHER THAN THAT OF API X6 STANDARD |
| US7048810B2 (en) * | 2001-10-22 | 2006-05-23 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method of manufacturing hot formed high strength steel |
| US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
| US6709534B2 (en) * | 2001-12-14 | 2004-03-23 | Mmfx Technologies Corporation | Nano-composite martensitic steels |
| CA2378934C (en) | 2002-03-26 | 2005-11-15 | Ipsco Inc. | High-strength micro-alloy steel and process for making same |
| US7220325B2 (en) * | 2002-04-03 | 2007-05-22 | Ipsco Enterprises, Inc. | High-strength micro-alloy steel |
| FR2849864B1 (fr) * | 2003-01-15 | 2005-02-18 | Usinor | Acier lamine a chaud a tres haute resistance et procede de fabrication de bandes |
| JP4564245B2 (ja) * | 2003-07-25 | 2010-10-20 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法 |
| JP4317499B2 (ja) * | 2003-10-03 | 2009-08-19 | 新日本製鐵株式会社 | 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP4379085B2 (ja) * | 2003-11-07 | 2009-12-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 |
| KR20080082015A (ko) * | 2003-12-19 | 2008-09-10 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 |
| JP4363403B2 (ja) † | 2004-02-04 | 2009-11-11 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ |
| JP4547944B2 (ja) * | 2004-03-10 | 2010-09-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 |
| CN100372962C (zh) * | 2005-03-30 | 2008-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法 |
| JP4997805B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2012-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
| AR054935A1 (es) * | 2005-08-22 | 2007-07-25 | Sumitomo Metal Ind | Tubo de acero sin costura para tuberias y procedimiento para su fabricacion |
| KR20090004840A (ko) * | 2005-10-24 | 2009-01-12 | 엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니 | 낮은 항복 비, 높은 인성 및 탁월한 용접성을 갖는 고강도복합조직 강 |
| JP4226626B2 (ja) | 2005-11-09 | 2009-02-18 | 新日本製鐵株式会社 | 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力４５０ＭＰａ以上かつ引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
| EP1964935B1 (en) * | 2005-12-20 | 2012-02-22 | Kito Corporation | Link chain excellent in low-temperature toughness and method for heat treatment thereof |
| CN100379884C (zh) * | 2006-08-29 | 2008-04-09 | 武汉大学 | 一种超高强度超低碳贝氏体钢的制备方法 |
| KR100851189B1 (ko) * | 2006-11-02 | 2008-08-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| JP5251089B2 (ja) | 2006-12-04 | 2013-07-31 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| JP4356950B2 (ja) | 2006-12-15 | 2009-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐応力除去焼鈍特性と溶接性に優れた高強度鋼板 |
| JP5223375B2 (ja) * | 2007-03-01 | 2013-06-26 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5223379B2 (ja) * | 2007-03-08 | 2013-06-26 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP2020451A1 (fr) * | 2007-07-19 | 2009-02-04 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites |
| WO2009048838A1 (en) | 2007-10-10 | 2009-04-16 | Nucor Corporation | Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same |
| CN101418416B (zh) | 2007-10-26 | 2010-12-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法 |
| KR101018131B1 (ko) * | 2007-11-22 | 2011-02-25 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법 |
| KR100957990B1 (ko) * | 2007-12-24 | 2010-05-17 | 주식회사 포스코 | 항복강도와 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| JP4308312B1 (ja) * | 2008-01-08 | 2009-08-05 | 新日本製鐵株式会社 | 線状加熱による曲げ加工性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
| WO2009126954A2 (en) * | 2008-04-11 | 2009-10-15 | Questek Innovations Llc | Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates |
| US10351922B2 (en) | 2008-04-11 | 2019-07-16 | Questek Innovations Llc | Surface hardenable stainless steels |
| CN101619419B (zh) * | 2008-06-30 | 2012-09-05 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低碳高铌高强度焊接结构用钢板及其制造方法 |
| CA2731908C (en) * | 2008-07-31 | 2013-09-24 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and method for producing same |
| JP4853575B2 (ja) * | 2009-02-06 | 2012-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法 |
| WO2011040622A1 (ja) * | 2009-09-30 | 2011-04-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比、高強度および高一様伸びを有した鋼板及びその製造方法 |
| WO2011040624A1 (ja) * | 2009-09-30 | 2011-04-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板及びその製造方法 |
| FI122143B (fi) * | 2009-10-23 | 2011-09-15 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä korkealujuuksisen sinkityn muotovalmisteen valmistamiseksi sekä muotovalmiste |
| JP4772932B2 (ja) * | 2009-11-20 | 2011-09-14 | 新日本製鐵株式会社 | 船体用厚鋼板及びその製造方法 |
| FI122313B (fi) * | 2010-06-07 | 2011-11-30 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä kuumavalssatun terästuotteen valmistamiseksi sekä kuumavalssattu teräs |
| CN101880828B (zh) * | 2010-07-09 | 2012-01-18 | 清华大学 | 一种低合金锰系回火马氏体耐磨铸钢的制备方法 |
| CN101906588B (zh) * | 2010-07-09 | 2011-12-28 | 清华大学 | 一种空冷下贝氏体/马氏体复相耐磨铸钢的制备方法 |
| CN101954376A (zh) * | 2010-08-31 | 2011-01-26 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种未再结晶区两阶段控制轧制中板的方法 |
| 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 |
| KR20120075274A (ko) * | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| US9587287B2 (en) * | 2011-03-31 | 2017-03-07 | Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation | Bainite-containing-type high-strength hot-rolled steel sheet having excellent isotropic workability and manufacturing method thereof |
| JP5606985B2 (ja) * | 2011-04-08 | 2014-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属 |
| CN102181807B (zh) * | 2011-05-09 | 2012-12-12 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种-50℃核电承压设备用钢及生产方法 |
| WO2012153009A1 (fr) * | 2011-05-12 | 2012-11-15 | Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl | Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue |
| CN102226255B (zh) * | 2011-06-08 | 2013-06-12 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 屈服强度690MPa高强韧钢板的制备工艺 |
| ES2589640T3 (es) * | 2011-08-09 | 2016-11-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Lámina de acero laminada en caliente con alto límite de elasticidad y excelente absorción de energía del impacto a baja temperatura y resistencia al ablandamiento de la ZAC y método para producir la misma |
| CN103014554B (zh) | 2011-09-26 | 2014-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法 |
| CN103014539B (zh) * | 2011-09-26 | 2015-10-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度700MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法 |
| EP2816128B1 (en) * | 2012-02-15 | 2019-02-06 | JFE Bars & Shapes Corporation | Soft-nitriding steel and soft-nitrided component using steel as material |
| CN102747280B (zh) * | 2012-07-31 | 2014-10-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法 |
| EP2891725B1 (en) | 2012-08-29 | 2018-01-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Seamless steel pipe and method for producing same |
| DE102012221607A1 (de) * | 2012-11-27 | 2014-05-28 | Robert Bosch Gmbh | Metallischer Werkstoff |
| 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 |
| JP6008039B2 (ja) * | 2013-02-26 | 2016-10-19 | 新日鐵住金株式会社 | 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板 |
| JP5910792B2 (ja) | 2013-02-28 | 2016-04-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 |
| MX2015014099A (es) | 2013-05-14 | 2015-12-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Hoja de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma. |
| CN103602894A (zh) * | 2013-11-12 | 2014-02-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 高韧性高强度钢板及其制备方法 |
| CN106133168B (zh) * | 2014-03-31 | 2018-07-20 | 杰富意钢铁株式会社 | 高张力钢板及其制造方法 |
| JP6361278B2 (ja) * | 2014-05-16 | 2018-07-25 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延鋼材の製造方法 |
| WO2016001706A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet |
| WO2016001702A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| US20160010190A1 (en) * | 2014-07-08 | 2016-01-14 | Sundaresa Venkata Subramanian | Processes for producing thicker gage products of niobium microalloyed steel |
| JP5935843B2 (ja) * | 2014-08-08 | 2016-06-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| KR101657827B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| CN104674119B (zh) * | 2015-02-10 | 2017-08-11 | 广东坚宜佳五金制品有限公司 | 高强度钢的制备方法及高强度钢 |
| JP6476058B2 (ja) * | 2015-04-28 | 2019-02-27 | 株式会社神戸製鋼所 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接方法 |
| JP2017078221A (ja) * | 2015-10-21 | 2017-04-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板及び接合体 |
| MX2018009160A (es) | 2016-01-27 | 2018-11-29 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia para tubo de acero soldado con resistencia electrica y metodo de fabricacion de la misma. |
| JP6590000B2 (ja) * | 2016-02-19 | 2019-10-16 | 日本製鉄株式会社 | 鋼 |
| JP6762131B2 (ja) * | 2016-04-28 | 2020-09-30 | 株式会社神戸製鋼所 | フラックス入りワイヤ |
| US11655519B2 (en) | 2017-02-27 | 2023-05-23 | Nucor Corporation | Thermal cycling for austenite grain refinement |
| JP6485563B2 (ja) * | 2018-01-26 | 2019-03-20 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延鋼材 |
| CA3087988C (en) * | 2018-01-30 | 2023-02-28 | Jfe Steel Corporation | Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe |
| EP3733879B1 (en) * | 2018-01-30 | 2021-11-17 | JFE Steel Corporation | Steel material for line pipes, production method for same, and production method for line pipe |
| KR102164107B1 (ko) * | 2018-11-30 | 2020-10-13 | 주식회사 포스코 | 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| DE102019217369A1 (de) | 2019-11-11 | 2021-05-12 | Robert Bosch Gmbh | Umwandlungsträge Stahllegierung, Verfahren zur Herstellung der umwandlungsträgen Stahllegierung und Wasserstoffspeicher mit einer Komponente aus der umwandlungsträgen Stahllegierung |
| CN111270134A (zh) * | 2020-02-17 | 2020-06-12 | 本钢板材股份有限公司 | 400MPa级耐候钢及其制备方法 |
| CN111471839B (zh) * | 2020-05-25 | 2022-03-18 | 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 | 一种提高s48c材质冲击性能的方法 |
| CN112813354B (zh) * | 2020-12-31 | 2022-03-29 | 钢铁研究总院 | 高层建筑用550MPa级高强度大线能量焊接用厚钢板及制备方法 |
| CN113802046B (zh) * | 2021-10-15 | 2022-03-11 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种避免螺旋埋弧焊钢管焊缝出现气孔缺陷的方法 |
Family Cites Families (18)
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| US5900075A (en) | 1994-12-06 | 1999-05-04 | Exxon Research And Engineering Co. | Ultra high strength, secondary hardening steels 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) |
| 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 |
| EP0753596B1 (en) * | 1995-01-26 | 2000-05-10 | Nippon Steel Corporation | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| DE69607702T2 (de) * | 1995-02-03 | 2000-11-23 | Nippon Steel Corp | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| JPH08311549A (ja) | 1995-03-13 | 1996-11-26 | Nippon Steel Corp | 超高強度鋼管の製造方法 |
| 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 |
| 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 |
| 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 CN CN98807689A patent/CN1085258C/zh not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 DE DE69834932T patent/DE69834932T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 ES ES98938183T patent/ES2264572T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 WO PCT/US1998/015921 patent/WO1999005335A1/en active IP Right Grant
- 1998-07-28 US US09/123,625 patent/US6264760B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 CA CA002295582A patent/CA2295582C/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 AU AU86764/98A patent/AU736035B2/en not_active Ceased
- 1998-07-28 EP EP98938183A patent/EP1025272B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-07-28 BR BR9811051-9A patent/BR9811051A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-07-28 AT AT98938183T patent/ATE330040T1/de active
- 1998-07-28 KR KR10-2000-7000916A patent/KR100375086B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-07-28 UA UA2000021130A patent/UA59411C2/uk unknown
- 1998-07-28 RU RU2000104835/02A patent/RU2218443C2/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-07-28 JP JP2000504301A patent/JP4294854B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2001
- 2001-10-18 CN CNB011370688A patent/CN1204276C/zh not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20010022337A (ko) | 2001-03-15 |
| CA2295582C (en) | 2007-11-20 |
| RU2218443C2 (ru) | 2003-12-10 |
| ES2264572T3 (es) | 2007-01-01 |
| CN1085258C (zh) | 2002-05-22 |
| CN1265709A (zh) | 2000-09-06 |
| ATE330040T1 (de) | 2006-07-15 |
| DE69834932T2 (de) | 2007-01-25 |
| EP1025272A4 (en) | 2004-06-23 |
| US6264760B1 (en) | 2001-07-24 |
| JP4294854B2 (ja) | 2009-07-15 |
| AU736035B2 (en) | 2001-07-26 |
| WO1999005335A8 (en) | 1999-05-06 |
| BR9811051A (pt) | 2000-08-15 |
| AU8676498A (en) | 1999-02-16 |
| CA2295582A1 (en) | 1999-02-04 |
| EP1025272A1 (en) | 2000-08-09 |
| EP1025272B1 (en) | 2006-06-14 |
| WO1999005335A1 (en) | 1999-02-04 |
| CN1204276C (zh) | 2005-06-01 |
| CN1390960A (zh) | 2003-01-15 |
| JP2001511482A (ja) | 2001-08-14 |
| DE69834932D1 (de) | 2006-07-27 |
| KR100375086B1 (ko) | 2003-03-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| UA59411C2 (uk) | Низьколегована конструкційна сталь (варіанти) та спосіб одержання листа сталі (варіанти) | |
| RU2215813C2 (ru) | Низколегированная, практически не содержащая бора сталь | |
| CA2295881C (en) | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness | |
| AU736078B2 (en) | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness | |
| JPH07173536A (ja) | 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 | |
| EP3889304A1 (en) | High strength thick steel plate for linepipe having excellent low temperature toughness and ductility as well as low yield ratio, and method thereof | |
| JP2647302B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH1088280A (ja) | 塑性変形後の耐脆性破壊特性の優れた構造用鋼板とその製造方法 | |
| KR20200047926A (ko) | 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 | |
| JP7344962B2 (ja) | 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
| JP7197699B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP2001020030A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP7396512B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JP3009568B2 (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 | |
| JP2000109947A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた耐サワー鋼板およびその製造法 | |
| WO2022185991A1 (ja) | 鋼板 | |
| WO2023002812A1 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2023553924A (ja) | 表面品質及び耐ラメラテア品質に優れたスチームドラム用極厚物鋼材及びその製造方法 | |
| JPH05148545A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| Sharma | Microstructural characterization of microalloyed linepipe steels |