CS196235B2 - Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength - Google Patents

Abstract

1,253,739. Heat-treating alloy steels. MITSUBISHI JUKOGYO K.K. Jan.31, 1969 [Jan.31, 1968], No.5362/69. Heading C7A. Steel containing in percentage by weight:- the balance being iron and impurities is heated to above the A 3 point, cooled from 800‹C. to 500‹C. in 3 to 50 seconds and then without interruption from 500‹C. to 200‹ C. in more than 20 seconds. A final tempering step below the A 1 temperature may follow.

Description

Vynález se týká způsobu tepelného zpracování svařitelných konstrukčních ocelí o vysoké pevnosti v tahu, o složení v % hmotnostních 0,05 až 0,15 % uhlíku, 0,05 až 0,6 procenfa křemíku, 0,5 až 1,4 % manganu, 0,1 až 0,8 % molybdenu, přičémž obsah manganu a molybdenu je v rozmezí 1,1 až 1,7 % a které dále obsahují 0,01 až 0,09 °/o hliníku a 0,001 až 0,15 % titanu, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci a dále obsahují stopy až 2,0 % niklu, stopy až 0,12 % vanadu, stopy až 0,04 o/o niobu, stopy až 0,005 % boru, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci, zbytek železo a nečistoty z tavení.The invention relates to a method of heat treating weldable structural steels of high tensile strength, having a composition in% by weight of 0.05 to 0.15% carbon, 0.05 to 0.6 percent silicon, 0.5 to 1.4% manganese, 0.1 to 0.8% molybdenum, the manganese and molybdenum contents being in the range 1.1 to 1.7% and further containing 0.01 to 0.09% aluminum and 0.001 to 0.15% titanium, individually or in combination, and contain traces up to 2.0% nickel, traces up to 0.12% vanadium, traces up to 0.04 o / o niobium, traces up to 0.005% boron, singly or in combination, rest iron and impurities from melting.

Jak Je ukázáno v tabulce 1, získává se ocel o vysoké pevnosti v tahu pro svařované konstrukce tím, že se zakalí a popouští tak, aby se zvýšila její pevnost v tahu a její vrubová houževnatost, čímž její mikrostruktura představuje popouštěný martenzit.As shown in Table 1, high tensile steel for welded structures is obtained by quenching and tempering so as to increase its tensile strength and its notch toughness, whereby its microstructure represents the tempered martensite.

Pevná ocel takto kalená a popouštěná obvyklými metodami má vysoký poměr meze průtažnosti k pevnosti v tahu, tj. vysoký průtažný poměr v.důsledku toho, že má popouštěnou martenzitickou strukturu, takže její deformace a energie po lomu je poměrně malá, což vyvolává malou odolnost vůči soustředěným namáháním na konstrukcích z takových ocelí vytvořených.The solid steel thus hardened and tempered by conventional methods has a high ratio of yield strength to tensile strength, i.e., a high yield ratio due to its tempered martensitic structure, so that its deformation and fracture energy is relatively small, resulting in poor resistance to by concentrating stress on structures made of such steels.

Má-li se procento bezpečnosti vyhodnotit s ohledem na poměr meze průtažnosti a pevnosti, je nezbytné zajistit vysoké procento bezpečnosti tím, že se udržený poměr zvýší. Kdýž se poměr meze průtažnosti a pevnosti v tahu zvyšuje, musí být jednak sníženo přípustné namáhání takové ocele a jednak se musí zvětšit tloušťka desek u svařovaných ocelových konstrukcí, které se tak stanou těžkými.If the safety percentage is to be evaluated in the light of the yield strength / strength ratio, it is necessary to ensure a high safety percentage by increasing the sustained ratio. As the ratio of the yield point to the tensile strength increases, the permissible stresses of such steel must be reduced and the plate thicknesses of welded steel structures must be increased, which will become heavy.

Taková vysoce pevná ocel musí být popouštěna při vysokých teplotách, například nad 600 °C, aby se zvýšila její vrubová houževnatost. V důsledku tohoto chování ocele je poměř legovaných prvků v ní obsažených příliš vysoký na její pevnost. Jestliže se totiž zvyšuje pevnost ocele, zvyšuje se také uhlíkový ekvivalent, který bude nadále označován jako C ekv. a je roven C + 1/24 Si + + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + + 1/14 V. Když se zvyšují sklony ke tvrdnutí v pásmu zasaženém svářecím teplem, zvyšuje se tedy také citlivost na vytváření prasklin ve svaru, a to tak, že předehřívací teploty pro takovou ocel musí být zvýšeny v míře ukázané v tabulce 1, aby se zabránilo tvoření prasklin ve svaru.Such high strength steel must be tempered at high temperatures, for example above 600 ° C, to increase its notch toughness. As a result of this steel behavior, the proportion of alloy elements contained therein is too high for its strength. Indeed, if the strength of the steel increases, the carbon equivalent, also referred to as C eq. and is equal to C + 1/24 Si + + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + + 1/14 V. When the tendency to harden in the zone affected by the welding heat increases therefore, the sensitivity to crack formation in the weld is such that the preheating temperatures for such steel must be increased to the extent shown in Table 1 in order to prevent crack formation in the weld.

Shora uvedené závady odstraňuje u ocele shora uvedeného složení způsob zpracování podle vynálezu, jehož podstata spočívá v tom, že se ocel zahřívá na teplotu 850 °C až 980 °C nad. bodem . přeměny · Аз, ochladí se. v Časovém období 3 'až 50 sekund · z teploty 800 na 500 °C a potom se po· dobu nejméně 20 sekund, maximálně 600 . . sekund, plynule chladí z teploty 500 na 200 °C.In the steel of the above-mentioned composition, the above-mentioned defects are eliminated by the process according to the invention, which consists in heating the steel to a temperature of 850 to 980 ° C above. point. conversion · Аз, cool. in a time period of 3 'to 50 seconds · from a temperature of 800 to 500 ° C and thereafter for at least 20 seconds, a maximum of 600. . seconds, continuously cooling from 500 to 200 ° C.

Tím se vytvoří bainitická struktura- · poskytující ocel s vysokou pevností v tahu pro svářené konstrukce,.This creates a bainitic structure providing steel with high tensile strength for welded structures.

Podle dalšího provedení způsobu podle vynálezu se ocel pak popouští při teplotách 500 až 680 °C pod bodem přeměny Ai.According to a further embodiment of the process according to the invention, the steel is then tempered at temperatures of 500 to 680 ° C below the conversion point Ai.

Vynálezem je vyvrácen ' dosavadní poznatek, že . je nesnadné vyrobit ocel s vysokou pevností v tahu v rozsáhlém pevnostním intervalu ' v důsledku . předpokládané ' nízké vrubové . houževnatosti bainitické struktury; proto je vynález velmi důležitý pro výrobu nových ocelí bainitické struktury s vyspkou pevností. v tahu, s,The present invention refutes the prior knowledge that:. it is difficult to produce high tensile steel in a large strength interval 'as a result. implied 'low notch'. toughness of bainitic structure; therefore, the invention is very important for producing new steels of high strength bainitic structure. tensile with,

Ocelí s vysokou pevností v tahu vyrobených způsobem podle vynálezu lze používat pro hotovení ocelových desek, · výrobků z kujné ocele, lité ocele, tvarové ocele, ocelových potrubí, ocelových tyčí . a drátů.High tensile steels produced by the method of the invention can be used for finishing steel plates, wrought iron products, cast steel, shaped steel, steel pipes, steel bars. and wires.

TABULKA 1TABLE 1

Ocel Steel Tepelné zpracování Heat treatment C C Cl Cl Mn Mn P P S WITH Ni Ni NH 60 NH 60 QT QT .15 .15 .47 .47 1.28 1.28 .020 .020 .010 .010 .06 - .06 - HT 70 HT 70 QT¹»QT ¹ » .13 .13 .37 .37 .90 .90 .010 .010 .016 .016 .86 .86 HT 80 HT 80 QT 11 QT 11 .13 .13 .34 .34 .82 .82 .015 .015 .008 .008 1.01 1.01 HT 100 HT 100 Q_T1)Q _T 1) .16 .16 .27 .27 .78 .78 .015 .015 .010 .010 1.22 1.22 Tabulka 1 Table 1 — pokračování - continued Ocel Steel Cr Mo ' - Cr Mo '- v. in. Cu Cu C ekv.²⁾ C eq. ²⁾ Mez prů- Limiting Pevnost Strength Prodlou- Prodlou- tažiios-ti tažiios-ti v tahu in turn •ení (%] • Measurement (%) Z OF [MPa] [MPa] (MPa) (MPa)

NH 60 NH 60 .25 .25 — - .06 .06 .44 .44 552 552 641 641 18,2 18.2 HT ' ' 70 HT '' 70 .36 -..... .36 -..... . .33..... . .33 ..... .................- .................- • · · -......- • · · -......- ...... ' .47 ...... '.47 667 ' 667 ' 747 747 26,5 26.5 HT 80 HT 80 .51 .51 .40 .40 .25 .25 .51 .51 754 754 812 812 23;5 23; 5 HT 100 HT 100 .62 .62 .56 .56 .05 .05 .25 .25 .60 .60 948 948 993 993 20,5 20.5

Tabulka 1 — pokračování ’ Table 1 - continued ' Ocel Steel Oblasti redukce (%) Reduction areas (%) Absorbovaná energie v E (J) Absorbed energy in E (J) Teplota předehřívání pro zamezení prasknutí kořenu svaru °C Preheating temperature to prevent weld root cracking ° C

....... ... ..- . ... . ...... .·. .. 0^OC . .. ·, .. . .·. ........ ... ..-. .... ....... ·. .. 0 ^O C. .. ·, ... . ·. .

NH .60 68,2 . .. ' .·’ + - + 141 . . . . 100NH .60 68.2. .. '. · ’+ - + 141 . . . 100 ALIGN!

.... ... . ... ____20°C.- ?.’ _{+ :} .......... .... ... ____ 20 ° C.- ?. ' _+: ......

ÚHT.' '70' .···’/ +. ' 68,1. · .· ; (. -117 '·· — · ··*+:.. . 7-150 +· úx‘ + + -,7.+ ++ ' +. . + -+.+ - —20^OC^: - .+ + :· - . ...ÚHT. ''70'. ··· '/ +. '68.1. ·. ·; (. -117 '·· - ·· · + *: ... 7-150 · ux +' + -, 7. + ++ + +.. ++. + - -20 ° ^C: -. + +: · - ...

•ΉΤόδΟ ' ' ·.· '66,5 - ·' ’ ·· ú - 76 - ·.: ·. . .150 ' ·'.·· >;++·i,· . .+' ---- · -+ -·· — '• 66όδΟ '' · · · · · 66, 5 - · · · ú - 76 - · .: ·. . .150 '·'. ··>; ++ · i, ·. . + '---- · - + - ·· -'

ΊΤ№; + 65,6 '·.· · . ' : +- 82' 7·- -. +++: ·:· 250M . -Qchlazení ' ve vodě a ' popouštění.ΊΤ ‰; + 65.6 '·. · ·. ': + - 82' 7 · - -. +++: · 250M. - Cooling 'in water and' tempering.

-]'.O.-ekv.: = . C + 1/24 Si + 1/6 ' Μη . +' ' 1/40' Ni .+ '1/5 Cr + ' 1/4 ' Mo . + 1/14 V.Způsob ' podle vynálezu bude nyní blíže. . vysvětlen ' v souvislosti s výkresy, kde na. obr.' 1 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn ' + Mo . v hmotnostních ' ·% . a mezi průtažností a pevností v tahu v MPa u ocele vyrobené způsobem podle . vynálezu, na obr. 2 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn ' +' Mo v hmotnostních % a . vrubovou . houževnatostí ocele vyrobené způsobem podle vynálezu v J, . na obr. . 3 . je transformační diagram ocele při plynulém chlazení po tepelném zpracování . podle;vynálezu, na obr. 4 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn + Mo v hmotnostních % a .dobou chlazení ocele podle vynálezu, na obr. . 5 je diagram znázorňující. vztah mezi. uhlíkovým ' ekvivalentem -a mezí . průtažností, pevností v tahu a poměrem . průtažností uocele . zpracované způsobem. podle vynálezu ve srovnání s kalenou a popouštěnou ocelí běžného typu a obr. . 6 ' .znázorňuje mík-rostrukturu. . ocele podle .vynálezu. , ' · '-] - O.-eq .: =. C + 1/24 Si + 1/6 'Μη. + '' 1/40 'Ni. +' 1/5 Cr + '1/4' Mo. The method of the invention will now be closer. . explained in conjunction with the drawings where. giant.' 1 is a graph showing the relationship between the amount of Mn '+ Mo. % by weight. and between the elongation and tensile strength in MPa of the steel produced by the method of. 2 is a graph showing the relationship between the amount of Mn < + > notched. the toughness of the steel produced by the process according to the invention in J. FIG. 3. is a transformation diagram of steel with continuous cooling after heat treatment. FIG. 4 is a graph showing the relationship between the amount of Mn + Mo in weight% and the cooling time of the steel of the invention; 5 is a diagram showing. the relationship between. carbon equivalent and within. ductility, tensile strength and ratio. ductility uocele. processed way. according to the invention in comparison with hardened and tempered steel of the conventional type, and FIG. 6 'shows a ball-rostructure. . steel according to the invention. , '·'

Ocel podle vynálezu sestává v ý/o hmotnostních z 0,05 až 0,15 °/o C, 0,05 až 0,6 % Si, 0,5: až 1,4 % .Mn, z 0,1 až 0,8 % Mo, dále z 0,01 až 0,09 ' 0/0 . AI· a. ' 0,001 až 0,15 % ' Ti. a kromě toho v případě . vysoké vrubové houževnatosti ještě z méně než . 2,0 % Ni a dá, le, má-li být zvýšena . pevnost v tahu bez. snížení vrubové . houževnatosti, .obsahuje ještě jeden nebo dva z těchto ' prvků v % ' hmotnosti: stopy až 0,12 % V, stopy až 0,04 % Nb . a stopy až 0,005 % B. ...The steel according to the invention consists in weight by weight of 0.05 to 0.15 ° C, 0.05 to 0.6% Si, 0.5: to 1.4% Mn, of 0.1 to 0%. 8% Mo, further from 0.01 to 0.09%. Al · 0.001 to 0.15% Ti. and moreover in the case. high notch toughness of less than. 2.0% Ni and give le if it is to be increased. tensile strength without. notch reduction. It contains one or two of the following% by weight: traces up to 0,12% V, traces up to 0,04% Nb. and traces up to 0.005% B ...

V tomto případě při obsahu C. vyšším . nežIn this case, the content of C. higher. than

0,15 hmotnostního % může se ukázat, . že pásmo zasažené svářecím . teplem je . značnř tvrdé, takže snadno může docházet к prasklinám ve svaru a martenzitická struktura se může vytvořit v důsledku tepelného zpracování, takže je výhodné, když se obsah C sníží pod 0,15 hmotnostního % a současně je větší než 0,05 .hmotnostního % za účelem zvýšení pevnosti v tahu.0.15% by weight may appear,. that the zone affected by the welding. the heat is. very hard, so that cracks in the weld can easily occur, and the martensitic structure can be formed as a result of heat treatment, so it is preferred that the C content is reduced below 0.15% by weight and is greater than 0.05% by weight at the same time increase tensile strength.

Když obsah Si je v % hmotnosti vyšší než 0,6 o/o, zhorší se_:. svařitelnóst ocelí, přičemž současně je třeba většího obsahu Si než 0,05 % za účelem výroby oceli, takže správný rozsah obsahu Si je 0,05 — 0,6 ^l0/o.When the Si content is in% by weight higher than 0.6 o / o _{deteriorates:.} the weldability of the steels, while at the same time a Si content of more than 0.05% is required to produce the steel, so that the correct Si content range is ^{0.05-0.6 lO} / o.

Je známo^ že Mn je legovací prvek podporující pevnost v tahu u oceli, avšak příliš velký obsah Mn vyvolává ztvrdnutí pásma zasaženého svářecím teplem a tedy zvyšuje sklon oceli к tvoření prasklin ve svaru podobně jako obsah C. Aby tedy se udržela vhodná pevnost v tahu, musí být obsah tohoto prvku v % hmotnosti v rozmezí více než 0,5 % a méně než 1,4 % z hlediska svařitelnosti.It is known that Mn is an alloying element supporting the tensile strength of steel, but too much Mn causes hardening of the zone affected by the welding heat and thus increases the tendency of the steel to crack in the weld similar to the C content. the content by weight of this element shall be between 0,5% and less than 1,4% in terms of weldability.

Obdobně bude obsah Mo z hlediska pevnosti v tahu vyšší.než 0,1 % a z hlediska svařitelnosti menší než 0,8 %.Similarly, the Mo content will be higher than 0.1% in terms of tensile strength and less than 0.8% in terms of weldability.

Pokud jde o složení oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu, je známo, že prvky Mn a Mo jsou důležité pro vyvolání bainitické struktury oceli s vysokou pevností v tahu a s vysokou vrubovou houževnatostí.With respect to the composition of the high tensile steel according to the invention, it is known that the elements Mn and Mo are important for inducing a bainitic structure of high tensile steel and high notch toughness.

V této souvislosti znázorňuje obr. 1 vztah mezi množstvím Mh + Mo a mezi pevností v tahu vyvolanou tepelným zpracováním, přičemž úsečka označuje v hmotnostních % obsah Mn + Mo a pořadnice vyznačuje v MPa mez průtažnosti a pevnost v tahu oceli, čímž ozřejmuje jejich vztah. Přitom úsečky proložené kroužky značí pevnost v tahu a úsečky proložené trojúhelníčky značí mez průtažnosti.In this context, FIG. 1 shows the relationship between the amount of Mh + Mo and the tensile strength induced by the heat treatment, wherein the abscissa indicates the weight% Mn + Mo and the ordinate indicates the MPa in yield and the tensile strength of the steel, illustrating their relationship. In this case, the segments of the interleaved rings indicate the tensile strength and the lines of the interleaved triangles indicate the yield point.

Z obr. 1 vyplývá jednoznačně, že množství Mn + Mo musí být větší než 1,1 hmotnostního %, aby se dosáhlo pevnosti v tahu vyšší než 588 MPa.It is clear from FIG. 1 that the amount of Mn + Mo must be greater than 1.1% by weight in order to achieve a tensile strength greater than 588 MPa.

Obr. 2 znázorňuje vztah mezi množstvím Mn. + Mo v hmotnostních % a vrubovou houževnatostí, přičemž na úsečce je v hmotnostních % vyzpačeno množství Mn + Mo a pořadnice udává v J absorbovanou energii óceli při 0 °C, zjištěnou Charpyho vrubovou zkouškou rázem o hloubce vrubu V 2 mm. Ukazuje se, že množství Mn + Mo musí být menší než 1,7 hmotnostního °/o, aby se dosáhlo hodnoty vyšší než 47 J při 0°C.Giant. 2 shows the relationship between the amount of Mn. + Mo in% by weight and notched toughness, with a mass% of Mn + Mo on the line and the ordinate indicating in J the absorbed energy of 0 ° C as determined by the Charpy notch impact test with a notch depth V of 2 mm. It turns out that the amount of Mn + Mo must be less than 1.7% w / w to achieve a value greater than 47 J at 0 ° C.

Z těchto výsledků na obr. 1 a 2 vyplývá, že se obsah Mn + Mo zvolí větší než 1,1 hmotnostního '% a menší než 1,7 hmotnostního % podle ostatního složení oceli.These results in Figures 1 and 2 show that the Mn + Mo content is chosen to be greater than 1.1% by weight and less than 1.7% by weight, based on the other steel composition.

Pokud jde o prvek Al, je množství v % hmotnosti 0,01 — 0,09 % nutné pro odkysličení a vytvoření jemných krystalických zrn při výrobě oceli, avšak více než 0,09 % vede ke snížení vrubové houževnatosti v rozporu s původním požadavkem, a menší obsah než 0,01 % by byl naprosto neúčinný.For the Al element, an amount in% by weight of 0.01-0.09% is required to deoxidize and form fine crystalline grains in steel production, but more than 0.09% leads to a reduction in notch toughness contrary to the original requirement, and less than 0.01% would be completely ineffective.

Jelikož Ti má téměř stejný účinek jako Al, lze Ti užít jako náhražky pro Al pro účely odkysllčení a vytvoření jemných krystalických zrn. V tomto případě se dosáhne nejlepšího účinku Ti v rozmezí 0,001 — 0,15 %. Je také možné užít kombinace prvků Al a Ti.Since Ti has almost the same effect as Al, Ti can be used as a substitute for Al for the purpose of deoxidizing and forming fine crystalline grains. In this case, the best Ti effect is obtained in the range of 0.001 - 0.15%. It is also possible to use combinations of Al and Ti elements.

I když Ni je účinný prvek pro zvýšení vrubové houževnatosti, jeho příliš velký obsah je nehospodárný, takže jeho obsah bude u oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu menší než 2 hmotnostní %.Although Ni is an effective notch toughening element, its too high content is uneconomical, so that its content will be less than 2% by weight in the high tensile steel of the invention.

Přísada prvků V, Nb а В v malých množstvích je účinná pro zvýšení pevnosti v tahu a lze tedy jeden nebo dva z těchto prvků do oceli přidat, pokud jejich obsah zůstane pod množstvím, které nevyvolá značnější snížení vrubové houževnatosti. V tomto případě bude množství těchto prvků v rozmezí v % hmotností: méně než 0,12 % V, méně než 0,04 % Nb a méně než 0,005 ^1O/o B, jak vyplyne z příkladu provedení.The addition of elements V, Nb and В in small amounts is effective to increase the tensile strength and thus one or two of these elements can be added to the steel as long as their content remains below an amount which does not cause a significant reduction in notch toughness. In this case, the amount of these elements will be in% by weight: less than 0.12% V, less than 0.04% Nb and less than 0.005 ¹⁰ / B as will be seen from the exemplary embodiment.

Kromě shora uvedených složek jsou v oceli zřejmě přítomny některé nevyhnutelné nečistoty.In addition to the above ingredients, some unavoidable impurities appear to be present in the steel.

Nyní budou podrobně vysvětleny podmínky tepelného zpracování oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu.The heat treatment conditions of the high tensile steel of the present invention will now be explained in detail.

Obr. 3 znázorňuje transformační diagram CCT při plynulém chlazení po tepelném zpracování na 900 °C pro ocel podle vynálezu obsahující v % hmotnosti 0,12 % C, 0,27 % Si, 0,3 % Mo, 1,05 % Mn a 0,018 % Al.Giant. 3 shows a CCT transformation diagram for continuous cooling after heat treatment to 900 ° C for steel according to the invention containing in weight% 0.12% C, 0.27% Si, 0.3% Mo, 1.05% Mn and 0.018% Al .

V obr, 3 je na úsečce vyznačena doba chlazení s 800 °C, v sekundách, při logaritmickém dělení, a pořadnice označuje teploty ve °C, v lineárním dělení, ukazující přeměnu oceli, přičemž A je austenitlcká oblast, F je počáteční feritická oblast, P je perlítická oblast, В je bainitická oblast a M. je martenzitická oblast. Přitom přímka a — b — c znázorňuje počáteční bod martenzitlcké přeměny. Přímka d — e znázorňuje koncový bod martenzitické přeměny a křivka e — f znázorňuje přibližně koncový bod bainitické transformace.Figure 3 shows the cooling time at 800 ° C, in seconds, at logarithmic division, and the ordinate indicates temperatures in ° C, in linear division, showing the conversion of steel, wherein A is an austenitic region, F is the initial ferritic region, P is a pearlitic region, В is a bainitic region, and M. is a martensitic region. The line a - b - c represents the starting point of the martensitic transformation. The line d - e represents the end point of the martensitic transformation and the curve e - f shows approximately the end point of the bainitic transformation.

V tomto vyobrazení je chladicí křivka 1 kritická křivka chladnutí pro vytvoření počáteční feritické struktury, 2 je kritická křivka chladnutí pro všechny struktury přecházející do bainitické a 3 je kritická chladicí křivka pro přechod do martenzitické struktury.In this illustration, the cooling curve 1 is a critical cooling curve to form an initial ferritic structure, 2 is a critical cooling curve for all structures transitioning to bainitic, and 3 is a critical cooling curve for transitioning to a martensitic structure.

Z tohoto diagramu doby chlazení proti teplotě je zřejmé, že se vytvoří počáteční ferit,. když chlazení probíhalo po křivce pomalejší než je křivka chladnutí 1, takže se pevnost v tahu i vrubová houževnatost příslušně sníží.From this diagram of cooling versus temperature, it is apparent that the initial ferrite is formed. when the cooling has been slower than the cooling curve 1, so that both the tensile strength and the notch toughness are reduced accordingly.

Celá struktura se přemění na martenzitickou při chlazení rychlejším než je křivka chladnutí 3, takže se udrží pevnost v tahu, avšak značně se sníží vrubová houževnatost.The entire structure is converted to martensitic in cooling faster than the cooling curve 3, so that tensile strength is maintained, but notch toughness is greatly reduced.

Při chlazení mezi křivkami 2 a 3 se vytvoří smíšená struktura bainitu a martenzitu, takže nelze očekávat zvýšení vrubovéCooling between curves 2 and 3 creates a mixed structure of bainite and martensite, so that an increase in notched

136235 houževnatosti, jelikož je přimíšena martenzitická struktura.136235 toughness because a martensitic structure is admixed.

Aby se vyhovělo oběma podmínkám jak co do vysoké pevnosti v tahu, tak i co do vrubové houževnatosti zároveň, je třeba zajistit vytvoření jemné bainitické struktury.In order to satisfy both conditions in terms of both high tensile strength and notch toughness, it is necessary to provide a fine bainitic structure.

Pokud jde o podmínky chlazení za tímto účelem, musí chlazení probíhat v rozsahu křivek chladnutí 1 a 3 v případě ochlazování na 500 °C v blízkosti teploty ekvivalentní martenzitickému bodu.For cooling conditions for this purpose, cooling shall be within the range of cooling curves 1 and 3 in the case of cooling to 500 ° C near the temperature equivalent to the martensitic point.

Chladicí doba s 800 °C na 500 °C musí být tedy v rozmezí od S3 do Si sekund. Je známo, že potom chlazení od 500 °C níže rozhodně ovlivňuje transformaci martenzitu, takže musí být provedeno v Sz sekundách jako doba chlazení s 500 °C na 200 °C se zřetelem na kritickou křivku chladnutí 2, kde se netvoří žádný martenzit, což znamená, že se martenzit nevytvoří, když se chlazení provede ve více než S2 sekundách s teploty 500 °C na teplotu 200 °C.Thus, the cooling time with 800 ° C to 500 ° C must be in the range of S3 to Si seconds. Then it is known that cooling from 500 ° C below definitely affects the transformation of martensite, so it must be done in Sz seconds as cooling time with 500 ° C to 200 ° C taking into account the critical cooling curve 2 where no martensite is formed, which means that martensite does not form when cooling is carried out in more than S2 seconds at a temperature of 500 ° C to a temperature of 200 ° C.

Aby se . shora Uvedenými podmínkami chlazení dospělo к jemné bainitické struktuře, je třeba provádět chlazení z 800 °C na 500 °C v rozmezí od Ss sekund do Si sekund a potom chlazení od 500 °C na 200 °C je třeba provádět ve více než S2 sekundách.To . From the above cooling conditions to a fine bainitic structure, cooling from 800 ° C to 500 ° C between Ss seconds to Si seconds and then cooling from 500 ° C to 200 ° C should be done in more than S2 seconds.

Tyto kritické doby chlazení se budou ovšem měnit s různým složením oceli.However, these critical cooling times will vary with different steel compositions.

. Tabulka 2 znázorňuje složení různých ocelí podle vynálezu, jakož i hodnoty pro Si, Sz a S3 sekund, získané z diagramu CCT po tepelném zpracování na 900 °C.. Table 2 shows the composition of the different steels according to the invention as well as the values for Si, Sz and S3 seconds obtained from the CCT diagram after heat treatment to 900 ° C.

Obr. 4 znázorňuje vztah mezi složením oceli a časovými hodnotami Si, S2 a S3, přičemž úsečka nese v lineárních dílcích v hmotnostních % množství Mn + Mo jako parametr pro složení oceli a pořadnice nese v sekundách při logaritmickém dělení hodnoty Si, S2 a S3, čímž je stanoven vztah mezi Mn + Mo v hmotnostních % a mezi Si, S2 a Ss.Giant. 4 shows the relationship between the steel composition and the time values of Si, S2 and S3, wherein the line segment carries in mass% Mn + Mo as a parameter for the steel composition and ordinates in seconds for logarithmic division of the values of Si, S2 and S3, determined the relationship between Mn + Mo in weight% and between Si, S2 and Ss.

značka ocelisteel sign

C SiC Si

Mn P SMn P S

Mo AIMo AI

TiTi

ω ω ω ω ω ω тЧ тЧ ю со ю со СО СО co what

А А .13 .13 .26 .26 .90 .90 .012 .012 .016 .016 В В .12 .12 .27 .27 1.05 1.05 .014 .014 .014 .014 С С .12 .12 .25 .25 1.22 1.22 .012 .012 .019 .019 Ze That shora popsaných described above výsledků results vyplývají- result-

cích z obr. 2 a 3 je zřejmé, že rozsah obsahu Mn+Mo bude v .% hmotnosti větší než 1,1 % a menší než 1,7 %, aby byly splněny podmínky kladené jak na pevnost v tahu, tak i na vrubovou houževnatost.In Figures 2 and 3, it is clear that the Mn + Mo content range will be greater than 1.1% and less than 1.7% in weight% to meet both the tensile and notched conditions toughness.

Z obr. 4 je také vidět, že Si je 50 sekund, S2 je 9,8 sekund a Ss je 1,4 sekund v případě, že obsah Mn+Mo je 1,1 hmot. °/o, a že Si je 95 sekund, S2 je 20 sekund a S3 je 2,8 sekund v případě, že obsah Mn+Mo je-1,7 hmot. %.It can also be seen from FIG. 4 that Si is 50 seconds, S2 is 9.8 seconds and Ss is 1.4 seconds when the Mn + Mo content is 1.1 wt. And that Si is 95 seconds, S2 is 20 seconds and S3 is 2.8 seconds if the Mn + Mo content is -1.7 wt. %.

Ze shora uvedených výsledků vyplývá, že po zahřátí oceli podle vynálezu pod bod Аз přeměny ocel se chladí z teploty ’ 800 °C na 500 °C v době 3 až 50 Sekund a dále že se plynule ochladí z teploty 500 °C na 200 °C v době delší než 20 sekund, čímž se dostane jemná bainitická struktura.From the above results, after heating the steel according to the invention below the transition point Аз, the steel is cooled from 800 ° C to 500 ° C for 3 to 50 seconds and further cooled continuously from 500 ° C to 200 ° C for more than 20 seconds to give a fine bainitic structure.

Tímto způsobem se tedy zpracuje ocel podle vynálezu, aby se získala jemná bainitická struktura o dostatečné pevnosti v tahu a o dostatečné vrubové houževnatosti.In this way, the steel according to the invention is thus treated in order to obtain a fine bainitic structure having sufficient tensile strength and sufficient notch toughness.

V případě, že se požaduje vyšší vrubová houževnatost, popouští se ocel při teplotách 500° až 680 °C pod bodem přeměny Ai.If higher notch toughness is required, the steel is tempered at temperatures of 500 ° to 680 ° C below the transformation point Ai.

Nyní bude uvedeno· několik příkladů provedení podle vynálezu.Several exemplary embodiments of the invention will now be described.

V tabulce 3 jsou uvedena chemická složení, podmínky tepelného zpracování a mechanické vlastnosti oceli podle vynálezu.Table 3 shows the chemical compositions, heat treatment conditions and mechanical properties of the steel of the invention.

Pracovní příklady tabulky 3 se vztahují na oceli podrobené tepelnému zpracování podle vynálezu bez popouštění, přičemž bylo možné dosáhnout vysoké pevnosti v tahuThe working examples of Table 3 refer to steels subjected to the heat treatment according to the invention without tempering, while achieving high tensile strength

.30 .30 .023 .023 .005 .005 1.20 1.20 54 54 10.8 10.8 1.6 1.6 .30 .30 .018 .018 .004 .004 1.35 1.35 65 65 13.8 13.8 1.9 1.9 .20 .20 .036 .036 1.42 1.42 70 70 13.5 13.5 1.9 1.9 0 0 hodnotě value vyšší higher než 680 than 680 MPa MPa pouze only na zá- at

kládě složení oceli zpracované podle vynálezu.The composition of the steel treated according to the invention.

Pracovní příklady tabulky 4 se týkají oceli podrobené chladicímu zpracování podle vynálezu, za kterým následuje popouštění.The working examples of Table 4 relate to steel subjected to a cooling treatment according to the invention followed by tempering.

Jak je z těchto příkladů patrno, lze popouštěním značně zvýšit vrubovou houževnatost.As can be seen from these examples, notching toughness can be greatly increased by tempering.

Obr. 5 znázorňuje vztah mezi C ekv. a mezí průtažnosti, pevností v tahu, a průtažným poměrem pro ocel podle vynálezu.Giant. 5 shows the relationship between C eq. and yield strength, tensile strength, and yield ratio for the steel of the invention.

V tomto grafu jsou na úsečce naneseny hodnoty C ekv. v % a na pořadnici hodnoty meze průtažnosti, pevnosti v tahu a průtažného poměru v MPa, čímž je objasněn vztah těchto hodnot a provedeno srovnání s ocelí o vysoké pevnosti v tahu při použití obvyklého postupu kalení a popouštění.In this graph, the values of C eq. in% and ordinarily the values of yield strength, tensile strength and yield ratio in MPa, thus explaining the relationship of these values and comparing them to high tensile strength steels using a conventional quenching and tempering process.

Křivka 1 znázorňuje mez průtažnosti, křivka 2 pevnost v tahu a křivka 3 průtažný poměr oceli podle vynálezu, kdežto křivka Г znázorňuje mez průtažnosti, 2‘ pevnost v tahu, 3‘ průtažný poměr oceli obvyklého typu popsané v tabulce 1.Curve 1 shows the yield point, the curve 2 the tensile strength and the curve 3 the stretching ratio of the steel according to the invention, whereas the curve Г shows the yield point, 2 t the tensile strength, 3 ‘the stretching ratio of the conventional type described in Table 1.

Z tohoto vztahu pro stejnou hodnotu C ekv. jednoznačně výplývá, že ocel podle vynálezu má vyšší mez průtažnosti a vyšší pevnost v tahu a nižší průtažný poměr než ocel běžného typu. To znamená, že pro stejný stupeň pevnosti jeví ocel podle vynálezu menší sklon к tvrdnutí pásma zasaženého svářecím teplem, nižší citlivost к tvoření prasklin ve svaru a lepší svařitelnost než oceli běžného typu.From this relationship, for the same C equiv. it is clear that the steel according to the invention has a higher yield point and a higher tensile strength and a lower yield ratio than steel of the conventional type. This means that for the same degree of strength, the steel according to the invention shows less tendency to harden the zone affected by the heat of welding, less sensitivity to crack formation in the weld and better weldability than conventional steels.

Nízká hodnota průtažného ' poměru oceli, podle vynálezu vysvětluje její odolnost proti ·soustředěnému namáhání, ' dosažitelnost nízké ' procentové hodnoty bezpečnosti a možnost vyššího namáhání než pro jiné oceli-běžného typu.The low value of the stretching ratio of the steel according to the invention explains its resistance to concentrated stress, the attainability of the low percentage of safety and the possibility of higher stress than for other steels of the conventional type.

Tabulka 5 ukazuje . vysokou tvrdost pásma zasaženého svářecím teplem pro ocel B a procento trhlin v kořenu svaru při zkoušce omezené drážkou Y, ilustrované v tabulce ' 3. ,Table 5 shows. the high hardness of the heat-affected zone for steel B and the percentage of cracks in the root of the weld in the Y-groove test illustrated in Table 3,

Z těchto výsledků je jasně patrno, že zt-vrditelnost pásma zasaženého· svářecím teplem je nízká pro pevnost větší než 680 MPa, a že se nevytváří· vůbec žádná · prasklina ve svaru bez předehřátí při použití obvyklého svařovacího postupu s krycím obloukem.From these results, it is clear that the hardenability of the zone affected by the welding heat is low for a strength greater than 680 MPa, and that no crack is formed at all in the weld without preheating using a conventional arc welding process.

Obr. 6 znázorňuje mikrofotografii · oceli B uvedené v tabulce 3, v 500nůsobném zvětšení, z čehož je patrno, že mikrostruktura oceli s vysokou pevností v tahu podle vynálezu je jemná bainitická struktura.Giant. 6 shows a photomicrograph of steel B shown in Table 3, at a magnification of 500, indicating that the microstructure of the high tensile steel of the present invention is a fine bainitic structure.

T a-bulka 3 značka .T-Bulk 3 mark.

oceli steel C C Si Si Mn Mn P P s with Ni Cr Mo Ni Cr Mo V IN Nb Nb B (B) AI AI Ti Ti Cekv. Cekv. A AND ,13 ,13 .26 .26 .90 .90 .012 .012 .016 .016 .30 .30 .023 .023 .005 .005 .37 .37 B (B) .12 .12 .27 .27 1.05 1.05 .014 .014 .014 .014 .30 .30 .018 .018 .004 .004 .38 .38 C C .12 .12 .25 .25 1.22 1.22 .012 .012 .019 .019 .20 .20 .036 .036 .38 .38 D D .13 .13 .22 .22 1.02 1.02 .014 .014 .014 .014 .29 .29 .10 .10 .024 .024 .005 .005 .39 .39 E E .12 .12 .19 .19 .90 .90 .014 .014 .016 .016 .32 .32 .003 .003 .040 .040 .36 .36 F F .12 .12 .24 .24 1.12 1.12 .011 .011 .018 .018 .23 .23 . 0.36 . 0.36 .035 .035 .37 .37 G G .12 .12 .24 .24 1.02 1.02 .014 .014 .015 .015 1.16 1.16 .30 .30 .016 .016 .40 .40 H H .12 .12 .22 .22 .95 .95 .013 .013 .013 .013 1.09 1.09 .31 .31 .004 .004 .021 .021 .39 .39 I AND .10 .10 .21 .21 .79 .79 .012 .012 .018 .018 1.38 1.38 .19 .19 .06 .06 0.22 0.22 .002 .002 .058 .058 .12 .12

Tabulka 3 — pokračováníTable 3 - continued

značka oceli steel sign T¹) · (°C)T ( ¹ ) · (° C) S_a2) (s)S _and 2) (s) S_b3) (s)S _b 3) (s) . mez průtažnosti MPa . yield strength MPa pevnost v tahu MPa tensile strength MPa prodloužení⁴ ) (%)extension ⁴ ) (%) kontrakce vrubová notched contraction (%) (%) houževnatost (I) toughness (I) A AND 900 900 25 25 158 158 508 508 613 613 20,5⁶)20,5 ⁶ ) 76,1 76.1 165 165 B (B) 900 900 28 28 188 188 575 575 689 689 17,56) 17.56) 69,7 69.7 122 122 C C 900 900 18 18 58 58 494 494 669 669 39,85] 39.85] — - 114 114 D D 900 900 22 22nd 91 91 560 560 688 688 18,06) 18.06) 72,9 72.9 153 153 E E 900 900 30 30 288 288 506 506 649 649 1606) 1606) 71,9 71.9 128 128 F F 900 900 20 20 May 82 82 586 586 711 711 17,56) 17.56) 69,5 69.5 138 138 G G 900 900 26 26 110 110 637 637 766 766 18,56) 18.56) 68,6 68.6 113 113 H H 900 900 35 35 121 121 630 630 763 763 14,56) 14.56) 70,8 70.8 144 144 I AND 900 900 38 38 320 320 667 667 809 809 16,2®) 16,2®) 67,8 67.8 106 106 1) T: 1) T: teplota austenitizace, austenitization temperature, 2) S_a: doba ochlazení2) S _a : cooling time s 800° na with 800 ° to 500 °C, 3) 500 ° C Sb: doba Sb: time ochlazení cooling

s 500° na 200 °C, ⁴) délka vzorku = 50 mm, přitom sub ⁵) v témže sloupci jsou uvedeny hodnoty pro vzorek pro zkoušku tahem v podobě desky o tloušťce 20 mm, a sub · ⁶) hodnoty pro vzorek pro zkoušku tahem o průměru · 10 mm.with 500 ° to 200 ° C, ⁴ ) sample length = 50 mm, sub ⁵ ) in the same column, the values for the tensile test specimen in the form of a 20 mm plate, and sub · ⁶ ) values for the tensile test specimen diameter 10 mm.

Tabulka 4Table 4

značka mark C C Si Si Mn Mn P P s with Mo V Mo V B (B) .12 .12 .27 .27 1.05 1.05 .014 .014 .014 .014 .30 .30 D D .13 .13 .22 .22 1,02 1,02 .014 .014 .014 .014 .29 .10 .29 .10 značka mark AI AI Ti Ti Cekv Cekv T1) (°C) T1) (° C) Sa (s) Sa (s) Sb (s) Sb (s) B (B) .018 .018 .004 .004 .38 . .38. 900 900 28 28 188 188 D D .024 .024 .005 .005 .39 .39 900 900 22 22nd 91 91 značka mark popouštění tempering mez limit pevnost strength prodloužení extension kontrakce contraction vrubová vrubová teplota temperature průtažnosti elongation v tahu in turn (%) (%) (%) (%) houževna- houževna- MPa MPa MPa MPa tost (J) tost (J) B (B) 650 650 539 539 665 665 21,0 21.0 68,6 68.6 249 249 D D 590 590 525 525 639 639 20,0 20.0 67,5 67.5 164 164

4) T: teplota austenitizace, ²) S_A: doba chlazení od 800 na 500 °C, ³) Sb: doba chlazení s 500 na 200 °C.4) T: austenitization temperature, ² ) S _A : cooling time from 800 to 500 ° C, ³ ) Sb: cooling time with 500 to 200 ° C.

198235198235

Tabulka 5Table 5

značka mark Cekv Cekv mez průtažnosti MPa yield point MPa pevnost prodloužení Strength extension kontrakce ('%) contraction ('%) maxim, tvrdost v pásmu zasaženém svařovacím teplem Hv maximum, hardness in the zone affected by welding heat Hv v tahu MPa in tension MPa (%) (%) B (B) .38 .38 575 575 689 689 17,5 17.5 69,7 69.7 268 / 268 / pokračování tabulky 5 continuation of Table 5 . <r;.í;.45e- . <r; .i; .45e- *.....' * ..... ' j j značka mark procento prasknutí svaru percentage of weld rupture předehřívací teplota preheating temperature při zkoušce omezené drážkou Y in the Y-restricted test zamezení prasknutí kořene prevention of root burst . bez předehřátí 50 °C . without preheating 50 ° C 100 ’ 100 ’ °c ° c svaru weld B (B) O O O O O O teplota místnosti room temperature

PŘEDMĚT VYNALEZUOBJECT OF THE INVENTION

Claims (3)

PŘEDMĚT VYNALEZUOBJECT OF THE INVENTION 1. Způsob tepelného zpracování svařitelných konstrukčních.ocelí o vysoké pevnosti v tahu, o složení 0,05 až 0,15 hmotnostních proč, uhlíku, 0,05 až 0,6 hmotnostních % křemíku, 0,5 až 1,4 hmotnostních % manganu, 0,1 až 0,8 hmotnostních % molybdenu, přičemž obsah manganu a molybdenu . je v rozmezí 1,1 až 1,7 hmotnostních °/o, a které dále obsahují 0,01 až 0,09 hmotnostních % hliníku a 0,001 až 0,15 hmotnostních % titanu, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci, a dále obsahují stopy až 2,0 hmotnostních % niklu, stopy až 0,12 hmotnostních % vanadu, stopy až 0,04 hmotnostních °/o niobu, stopy až 0,005 hmotnostních % boru, jednotlivě nebo ve vzájemné kombinací, zbytek železo a nečistoty z tavení, vyznačující se tím, že ocel se zahřívá na teplotu 850 až 980 °C nad bodem přeměny Аз, ochladí se v časovém období 3 až 50 sekund s teploty 800 na 500' °C a potom se po dobu nejméně 20 sekund, maximálně 600 sekund, plynule chladí s teploty 500 na 200 °C.1. Method for heat treatment of weldable structural steels of high tensile strength, having a composition of 0.05 to 0.15% by weight of why, carbon, 0.05 to 0.6% by weight of silicon, 0.5 to 1.4% by weight of manganese 0.1 to 0.8% by weight of molybdenum, wherein the manganese and molybdenum contents. is in the range of 1.1 to 1.7% by weight and further comprising 0.01 to 0.09% by weight of aluminum and 0.001 to 0.15% by weight of titanium, individually or in combination with each other, and further comprising traces up to 2.0 wt.% Nickel, traces up to 0.12 wt.% Vanadium, traces up to 0.04 wt.% / Niobium, traces up to 0.005 wt.% Boron, singly or in combination, the remainder iron and melt impurities, characterized by: the steel is heated to a temperature of 850 to 980 ° C above the transition point Аз, cooled in a time period of 3 to 50 seconds with a temperature of 800 to 500 ° C and then cooled for at least 20 seconds, a maximum of 600 seconds temperature 500 to 200 ° C. 2. Způsob podle bodu 1 vyznačující se tím, že se ocel pak popouští při teplotách 500 až 680 °C pod bodem přeměny Ai. -2. A method according to claim 1, characterized in that the steel is then tempered at temperatures of 500 to 680 [deg.] C. below the transformation point Ai. - 3 listy výkresů3 sheets of drawings