CS196236B2 - Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength - Google Patents
Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength Download PDFInfo
- Publication number
- CS196236B2 CS196236B2 CS64569A CS64569A CS196236B2 CS 196236 B2 CS196236 B2 CS 196236B2 CS 64569 A CS64569 A CS 64569A CS 64569 A CS64569 A CS 64569A CS 196236 B2 CS196236 B2 CS 196236B2
- Authority
- CS
- Czechoslovakia
- Prior art keywords
- steel
- tensile strength
- seconds
- weight
- cooling
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
Description
Vynález se týká způsobu tepelného zpracování svařovatelné konstrukční ocele s vysokou pevností v tahu o složení v % hmotnosti 0,05 až 15 % uhlíku, 0,05 až 0,6 % křemíku, 0,1 až 1,4 % manganu, 0,5 až 4,5 % niklu, 0,1 až 1,4 % chrómu, 0,1 až 0,8 % molybdenu, přičemž hodnota součtu množství manganu, niklu, chrómu a molybdenu je v rómezí 1,6 až 4,2 % a dále obsahující 0,01 až 0,09 % hliníku a 0,001 až 0,15 % titanu jednotlivě nebo ve vzájemné kombinaci a případně ještě stopy až 0,12 % vanadu, stopy až 0,04 %. niobu a stopy až 0,005 % boru, individuálně nebo ve vzájemné kombinaci, přičemž zbytek je železo a nečistoty.The invention relates to a method of heat treating a weldable structural steel of high tensile strength having a composition in% by weight of 0.05 to 15% carbon, 0.05 to 0.6% silicon, 0.1 to 1.4% manganese, 0.5 up to 4.5% nickel, 0.1 to 1.4% chromium, 0.1 to 0.8% molybdenum, the sum of the amounts of manganese, nickel, chromium and molybdenum being in the range of 1.6 to 4.2%, and further comprising 0.01 to 0.09% aluminum and 0.001 to 0.15% titanium individually or in combination with each other and optionally traces up to 0.12% vanadium, traces up to 0.04%. niobium and traces of up to 0.005% boron, individually or in combination, with the remainder being iron and impurities.
Jak je ilustrováno v tabulce 1, získávají se běžně ocele s vysokou pevností v tahu pro svařované konstrukce kalením a popouštěním po jejich tepelném zpracování, čímž se zvětší jejich pevnost v tahu i vrubové houževnatosti a jejich strukturou je temperovaný martenzit.As illustrated in Table 1, high tensile strength steels for welded structures are typically obtained by quenching and tempering after heat treatment, thereby increasing their tensile strength and notch toughness, and their structure is tempered martensite.
Tyto ocele s vysokou pevností v tahu mají při tomto běžném zpracování kalením a popouštěním vysoký průtažný poměr, to je poměr meze průtažnosti к pevnosti v tahu, a po dosažení meze průtažnosti je jejich deformace a absorbovaná energie až do prasknutí velmi snížena, což vyvolává malou o2 dolnost proti soustředěnému namáhání konstrukcí.These steels with high tensile strength have a high elongation ratio, i.e. the ratio of the yield point to the tensile strength in this conventional quenching and tempering treatment, and after reaching the yield point, their deformation and absorbed energy are greatly reduced until rupture, resulting in little o2 Strength against concentrated stress on structures.
Jestliže stupeň bezpečnosti se vyhodnocuje na základě průtažného poměru, je třeba zajišťovat při praktickém použití vysoký stupeň bezpečnosti zvýšením průtažného poměru.If the degree of safety is evaluated on the basis of the stretching ratio, a high degree of safety by increasing the stretching ratio should be ensured in practical use.
Jestliže se však průtažný poměr zvětšuje, musí být přípustné namáhání takové ocele nízké, přičemž zároveň musí být tloušťka desek svářených ocelových konstrukcí velmi značná, takže konstrukce jsou těžké. Taková ocel, s vysokou pevností v tahu získanou kalením a popouštěním, musí být dále popouštěna při vysokých teplotách, například nad 600 °C, aby se zvýšila její vrubová houževnatost.However, if the yield ratio increases, the permissible stresses of such steel must be low, while at the same time the thickness of the plates of the welded steel structures must be very large so that the structures are heavy. Such steel, with high tensile strength obtained by hardening and tempering, must be further tempered at high temperatures, for example above 600 ° C, in order to increase its notched toughness.
V důsledku této tendence musí být obsah legovacích prvků v takové oceli vysoký vzhledem к požadované pevnosti.As a result of this tendency, the alloying element content of such steel must be high relative to the required strength.
Při zvyšování pevnosti ocele se tedy zvýší uhlíkový ekvivalent, který bude nadále označován Cekv, a pro nějž platí Cekv == = C-J-l/24 Si+1/6 Mn+1/40 Ni+1/5 Cr + + 1/4 Mo-j-1/14 V.Thus, as the steel strength increases, the carbon equivalent, hereinafter referred to as Cekv, is increased, and for which Cekv == = CJl / 24 Si + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + + 1/4 Mo- j-1/14 V.
Když se zvyšuje sklon pásma, zasaženého svářecím teplem, ke tvrdnutí, zvyšuje se také citlivost ke vzniku prasklin ve svaru, s tím výsledkem, že také předehřívací teploty pro takovou ocel musí být vysoké, jak je znázorněno v tabulce 1, aby se zabránilo vytvoření prasklin ve svaru.As the tendency of the heat-affected zone to harden increases, the sensitivity to cracking in the weld also increases, with the result that the pre-heating temperatures for such steel must also be high, as shown in Table 1, to avoid cracking in the weld.
Shora uvedené nevýhody dosavadních ocelí odstraňuje způsob tepelného zpracování oceli sestávající v % hmotnosti z 0,05 až 0,15 % C, 0,05 — 0,6 % Si, 0,1 — 1,4'% Mn, 0,5 — 4,5 % Ni, 0,1 — 1,4 % Cr a 0,1 — 0,8 proč. Mo, a kromě toho z 0,01 — 0,09 % AI nebo/a 0,001 — 0,15 % Ti, přičemž hodnota Mn-|-Cr+Mo je v rozmezí 1,6 — 4,2 % a zbytek je Fe a nevyhnutelné nečistoty podle vynálezu, jehož podstata spočívá v tom, že se ocel zahřeje ňa 850 až 980 °C nad bod přeměny Аз a pak se ochladí v době 2,1 až 80 sekundy z teploty 800 na 500 °C a potom v době nejméně 15 sekund, maximálně 1200 sekund, se ochladí ž teploty 500 na 200 °C.The above-mentioned disadvantages of the prior art steels are eliminated by a method of heat treatment of steel consisting of 0.05 to 0.15% C, 0.05-0.6% Si, 0.1-1.4% Mn, 0.5- 4.5% Ni, 0.1 - 1.4% Cr and 0.1 - 0.8 why. Mo, and in addition 0.01% to 0.09% Al and / or 0.001% to 0.15% Ti, the Mn- | -Cr + Mo value being in the range 1.6-4.2% and the remainder being Fe and unavoidable impurities according to the invention, characterized in that the steel is heated to 850 to 980 ° C above the transition point Аз and then cooled in a period of 2.1 to 80 seconds from 800 to 500 ° C and thereafter at least Cool for 15 seconds, maximum 1200 seconds, from 500 to 200 ° C.
Podle dalšího provedení vynálezu se ocel pak popouští při teplotách 500 až 680 °C pod bodem přeměny Ai.According to another embodiment of the invention, the steel is then tempered at temperatures of 500 to 680 ° C below the transformation point Ai.
Та bulkaТа bulka
ιηιη
CDCD
&&
1) kalení ve vodě a popouštění1) quenching in water and tempering
2) Cekv = C+l/24 Si+1/6 Мц + 1/40 Ni-ψ 1,5 Cr+1/4 ΜοψΙ/14 V.2) Cekv = C + 1/24 Si + 1/6 Мц + 1/40 Ni-ψ 1.5 Cr + 1/4 ΜοψΙ / 14 V.
. 8 .2 3 8. 8 .2 3 8
...... 6...... 6
Tím se dosáhne ocele s bainitickou strukturou o vysoké pevnosti v tahu pro svařované konstrukce. .....This results in a steel with a high tensile strength bainitic structure for welded structures. .....
Jelikož vynálezem byl překonán známý poznatek, že je nesnadné vyrobit ocel se širokým rozsahem pevnosti v tahu v důsledku předpokládané nízké vrubové houževnatosti bainitické struktury, znamená vynález pokrok v tom směru, že vytváří ocel s vysokou pevností v tahu, s bainitickou strukturou, s vysokou · vrubovou houževnatostí.; a s nízkým sklonem ke · tvoření prasklin ' ve svaru.Since the invention has overcome the known discovery that it is difficult to produce steel with a wide range of tensile strength due to the assumed low notch toughness of the bainitic structure, the invention is progressing to produce a high tensile, bainitic, high-strength steel. notch toughness .; and with a low tendency to form cracks in the weld.
Ocele tepelně zpracované podle vynálezu lze samozřejmě používat například pro výrobu ocelových desek, výrobků z kujné oceli, lité oceli, tvarové oceli, jako jsou ocelové trubky, tyčová ocel a ocelové dráty.The steels heat treated according to the invention can of course be used, for example, for the production of steel plates, wrought iron products, cast steel, shaped steel such as steel tubes, rod steel and steel wires.
Složení ocele a její tepelné zpracování podle vynálezu bude podrobněji vysvětleno v souvislosti s přiloženými výkresy. ?The composition of the steel and its heat treatment according to the invention will be explained in more detail with reference to the accompanying drawings. ?
Na obr. 1 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Ni a energií zpracované ocele podle vynálezu, absorbovanou při Charpyho vrubové zkoušce rázem při vrubu tvaru V, na obr. 2 je graf znázorňující vztah mezi množstvím Mn + Ni -j- Cr -J- Mo, mezí průtažnosti a pevnosti v tahu u ocele zpracované podle vynálezu, na obr. 3 je· gráf znázorňující vztah mezi · množstvím V, mezí průtažnosti a pevností v tahu u ' ocele zpracované podle vynálezu, na obr, 4 je rovněž graf znázorňující vztah mezi množstvím V a absorbovanou energií ocele zpracované podle vynálezu při Charpyho vrubové zkoušce rázem/ na obr. <5 je diagram pro přeměnu ocele plynulým chlazením následujícím po tepelném zpracování -podle vynálezu, na obr. 6 je graf · · ' znázorňující vztah mezi množstvím Μη -f- Ni -f- Cr + Mo a mezi chladicí dobou zpracované ocele podle vynálezu, na obr. 7 je graf znázorňující vztah mezi uhlíkovým ekvivalentem a mechanickými vlastnostmi océle zpracované podle vynálezu a na obr. 8 a 9 jsou snímky znázorňující mikrostrukturu ocele · opracované podle vynálezu.Fig. 1 is a graph showing the relationship between the amount of Ni and the energy of the treated steel absorbed in the Charpy Notch V-Notch Impact Test; Fig. 2 is a graph showing the relationship between Mn + Ni -j-Cr-J-Mo Fig. 3 is a graph showing the relationship between the amount V, yield strength and tensile strength of the steel treated according to the invention; Fig. 4 is also a graph showing the relationship between The amount of V and the absorbed energy of the steel treated according to the invention in the Charpy Notch Impact Test / Fig. 5 is a diagram for converting the steel by continuous cooling following heat treatment according to the invention; Fig. 6 is a graph showing the relationship between f-Ni-f- Cr + Mo and between the cooling time of the treated steel according to the invention, Fig. 7 is a graph showing the relationship between the carbon equivalent and the mechanical 8 and 9 are images showing the microstructure of the steel treated according to the invention.
Ocel zpracovaná podle vynálezu obsahuje v % hmotnosti 0,05 až 0,15% C, 0,05 až 0,6 % Si, 0,1 až 1,4 · % Mn, 0,5-.až 4,5 % Ni, 0,1 až 1,4 % Cr, a 0,1 až 0,8 % Mo a kromě toho 0,01 až 0,09 % AI nebo 0,001 až 0,1 % Ti a dále, v případě potřeby, přísadu jednoho nebo dvou z těchto ' prvků nejvýše 0,12 % V, nejvýše 0,04 % Nb á nejvýše 0,005 % B. ·The steel treated according to the invention contains in weight% 0.05 to 0.15% C, 0.05 to 0.6% Si, 0.1 to 1.4% Mn, 0.5 to 4.5% Ni 0.1 to 1.4% Cr, and 0.1 to 0.8% Mo, and in addition 0.01 to 0.09% Al or 0.001 to 0.1% Ti, and, if necessary, an additive or two of these elements not more than 0.12% V, not more than 0.04% Nb and not more than 0.005% B. ·
Když obsah C je v % hmotnosti vyšší než 0,15 % může pásmo zasažené svářecím teplem značně ztvrdnout, dochází ke tvoření trhlin ve svaru a vytvoří se v důsledku tepelného zpracování martenzitieká struktura, z kterýchžto důvodů musí být obsah C menší než 0,15 % a větší než 0,05.· % se. zřetelem na nutnost vysoké pevností·' v tahu. .When the C content is greater than 0.15% by weight, the zone affected by the welding heat can harden, cracks in the weld and a martensitic structure is formed as a result of the heat treatment, for which reason the C content must be less than 0.15% and greater than 0.05. bearing in mind the need for high tensile strength. .
Když obsah Si je v % hmotnosti vyšší než 0,6 %, pak se zhorší svařitelnost ocele a se zřetelem k tomu, že při výrobě ocěle je obsahWhen the Si content is in excess of 0.6% by weight, the weldability of the steel deteriorates, taking into account the
Si povšechně ..větší než 0,05 %, bude se množství. Si pohybovat v'rozmezí ' 0,05' až 0,6 procent.· . : In general, greater than 0.05%, the amount will be. Ranging from '0.05' to 0.6 percent. :
Podobně' jako C je Mn účinný legovací prvek pro ' podpoření pevnosti ocele v tahu, avšak při' zvyšování jeho' obsahu se zhoršuje svařltelnost ocele stejně jako při zvyšování obsahu uhlíku.Similar to C, Mn is an effective alloying element for promoting the tensile strength of steel, but increasing its content deteriorates the weldability of the steel as well as increasing the carbon content.
Z toho důvodu musí být obsah Mn z hlediska dosažitelné pevnosti v tahu vyšší než ;0,l % a současně z hlediska ' ' svařitelnosti -•OT^i^iší než 1,4 7%, aby se ' zabránilo vytváření martenzitické ' ' ' struktury při tepelném zpracování. 4For this reason, the Mn content in terms of attainable tensile strength must be greater than 0.1% and at the same time in terms of weldability - OT - less than 1.4% to avoid martensitic formation. structures during heat treatment. 4
I ' když Ni,.· jak ' . ' známo, je účinný legovací prvek pro zvýšení . . vrubové houževnatosti, mají jeho účinná' , · množství zcela určitou hranici.Although 'Ni', 'how'. It is known that an alloying element is effective for increasing. . notch toughness, its effective amount has a certain limit.
Obr. 1 ukazuje vliv obsahu Ni na vrubovou houževnatost. · po tepelném zpracování podle vynálezu. .Giant. 1 shows the effect of Ni content on notch toughness. · After the heat treatment according to the invention. .
Na tomto výkresu ' ' vyznačuje úsečka obsah Ni v hmotnostních · % a na ' pořadnici je nanesena absorbovaná energie VEO' v J při Charpyho vrubové zkoušce; · rázem při vrubu V o hloubce · 2 ' mm. Z grafu je vidět, že přísada Ni v množství větším než 0,5 % působí ve smyslu · zvýšení vruboyé houževnatosti, avšak 'že . přísada v množství větším než 4,5 % je v . ' tomto' ohlédu 'neúčinná, jak vyplývá z dolní ' . křivky, takže obsah ÍM1 je určen rozmezím 0,5 ' až 4,4 %. · 'In this drawing, the abscissa indicates the Ni content by weight ·% and the ordinate is the absorbed energy VEO in the J Charpy notch test; · Impact at notch V with a depth of · 2 'mm. From the graph it can be seen that the addition of Ni in an amount of more than 0.5% acts to increase notch toughness, but that. the additive in an amount greater than 4.5% is in. 'this' look back 'ineffective as follows from the bottom'. curve, so that the content of µM1 is determined by the range 0.5 'to 4.4%. · '
Obsah Cr musí.·, 'být v % hmotnosti větší než 0,1 %, aby · byla . · vytvořena ' bainitická struktura a zvýšena ' pevnost . v tahu, avšak množství větší jnež '1,4 ' % ' by způsobilo' zhoršení svařitel.ncštt ' ocele a kromě ' toho nelze očekávat.·' zvýšení ; pevnosti v tahu tepelným zpracováním ' ' podle vynálezu v tomto případě, takže obsah· · Cr j určen intervalem 0,1 až 1,4 %.'+4The Cr content must be greater than 0.1% by weight to be. · Created a 'bainitic structure and increased' strength. strength, but greater amounts meso '1.4'% 'would cause the' deterioration svařitel.ncštt 'steels and besides' this can not be expected. ·'increases; the tensile strength of the heat treatment according to the invention in this case, so that the Cr content is determined by an interval of 0.1 to 1.4%.
Obsah Mo musí ' být také v % hmotnosti vyšší než 0,1 %, ' aby' byla · vytvořena bainltická struktura a · zvýšena pevnost v tahu, avšak množství větší než 0,8 % Mo by 'vedlo ke- ztvrdnutí ''' pásma. zasaženého svářecím teplem a ke · zhoršení svařitelnosti a současně, stejně' ' jako ' v , .případě Cr, ηθίζθ očekávat při tepelném · . zpracování podle vynálezu zvýšení pevnosti v 'tahu,· takže obsah Mo se bude pohybovat v rozmezí 0,1 až 0,8 procent. .The Mo content must also be greater than 0.1% by weight in order to create a bainltic structure and to increase the tensile strength, but an amount greater than 0.8% Mo would cause the zone to harden. . affected by the welding heat and to the deterioration of the weldability, and at the same time, as in the case of Cr, ηθίζθ expected at heat. treatment according to the invention increases the tensile strength so that the Mo content will be in the range 0.1 to 0.8 percent. .
Obr. 2 ukazuje · vliv · složení ocele na pevnost, přičemž úsečka udává v hmotnostních % množství · podílu Mn 4- Ni -j- Cr -J+ Mo' jako parametr a pořadnice · udává mez průtažnosti a ' pevnost v tahu. Křivka proložená prázdnými · kroužky udává 'průběh pevnosti v tahu, křivka proložená prázdnými trojúhelníčky udává průběh meze.průtažnosti. 4 jak z ' tohoto vztahu vyplývá, musí, být hodnota součtu-v ' % hmotnosti Mn -j- Ňi + + Cr + Mo vyšší než · 1,6 % . popřípadě vyšší než 2 %, popř. · · vyšší než 3,8 %, popř.Giant. 2 shows the influence of the composition of the steel on the strength, the abscissa being the percentage by weight of the amount of Mn 4 Ni-J-Cr-J + Mo as a parameter and the ordinate indicates the yield point and tensile strength. The curve interlaced with empty circles indicates the tensile strength curve, the curve interlaced with empty triangles indicates the yield strength curve. As can be seen from this relationship, the sum-in% by weight of the Mn-j-Ni + + Cr + Mo must be greater than 1.6%. optionally greater than 2%; Higher than 3.8%, resp.
vyšší než 4,2 %, aby se dosáhlo pevnosti v tahu vyšší než 686 · MPa, popř. vyšší nežhigher than 4.2% in order to achieve a tensile strength higher than 686 · MPa, respectively. taller than
198236198236
785 MPa, popř. vyšší než 883 MPa, popř. vyšší než 981 MPa.785 MPa, resp. higher than 883 MPa, resp. higher than 981 MPa.
Obsah AI musí být v °/o hmotnosti vyšší než 0,01 až 0,09 o/o za účelem odkysllčehř a vytvoření jemných krystalických čášr tic při výrobě ocele, avšak obsah vyšší než 0,09 O/o AI by vedl ke snížení vrubové houževnatosti v rozporu s původním účelem, kdežto menší množství než 0,01 % AI by nemělo vůbec žádný účinek.The Al content must be in ° / weight greater than 0.01-0.09 o / o in order to dehumidify and produce fine crystalline particles in steel production, but a content greater than 0.09 O / o AI would result in a reduction in the notched toughness contrary to the original purpose, whereas less than 0.01% Al would have no effect at all.
Pro dosažení odkysllčení a vytvoření jemných krystalických částic lze také užít Ti s téměř stejným účinkem jako AI. V tomto případě , zůstane obsah Ti s výhodou v rozmezí 0,001 až 0,15 %. Je také možné pro tento účel užít kombinace obou prvků AI a Ti.Ti with almost the same effect as Al can also be used to achieve deoxidization and formation of fine crystalline particles. In this case, the Ti content preferably remains in the range of 0.001 to 0.15%. It is also possible to use combinations of both Al and Ti elements for this purpose.
I když prvek V působí ve smyslu zvyšování pevnosti v tahu, příliš velké množství tohoto prvku může snížit příliš velkou vrubovatost.Although the element V acts to increase the tensile strength, too much of the element can reduce too much notchiness.
Na obr. 3 vyznačuje úsečka obsah V v hmotnostních % a pořadnice uvádí mez průtažnosti a pevnost v tahu v MPa, přičemž je vidět, že jak mez průtažnosti, tak pevnost v tahu se zvyšují, když vzrůstá množství V. Křivka proložená prázdnými kroužky značí pevnost v tahu, křivka proložená prázdnými trojúhelníky značí mez průtažnosti.In Fig. 3, the abscissa indicates the V content by weight and the ordinate indicates the yield point and tensile strength in MPa, and it can be seen that both the yield point and tensile strength increase as the amount V increases. in tension, a curve interlaced with empty triangles indicates the yield point.
Obr. 4 znázorňující křivkou proloženou prázdnými kroužky vztah mezi obsahem V a vrubovou houževnatostí, přičemž úsečka označuje obsah V v hmotnostních % a pořadnice vyznačuje absorbovanou energii VEO (J) při Charpyho vrubové zkoušce nárazem při vrubu V o hloubce 2 mm. Z tohoto vztahu vychází že obsah V, který nevyvolá sníženi vrubové houževnatosti, musí být v % hmotnosti menší než 0,12 %, z kteréhožto důvodu se tento obsah 0,12 % pokládá za přiměřený pro účely vynálezu.Giant. 4 illustrates the relationship between the V-content and the notch toughness in the curve interlaced with the empty circles, where the line indicates the V-content by weight and the ordinate indicates the absorbed VEO energy (J) in the Charpy Notch Impact V notch test at 2 mm. It follows from this relationship that the V content, which does not induce a reduction in notch toughness, must be less than 0.12% by weight, for which reason this 0.12% content is considered to be adequate for the purposes of the invention.
Rovněž prvky Nb а В působí ve smyslu zvyšování pevnosti v tahu, avšak jejich příliš velký obsah by vedl ke snížení vrubové houževnatosti, takže obsah Nb je určen na hodnotu nižší než 0,4 hmot. % a obsah V na hodnotu, nižší než 0,005 hmot. °/o, což jsou meze pro zabránění podstatného snížení vrubové houževnatosti.Also, the elements Nb and В act to increase the tensile strength, but their too high content would reduce the notch toughness, so that the Nb content is determined to be less than 0.4 wt. % and a V content of less than 0.005 wt. ° / o, which are the limits for preventing a significant reduction in notch toughness.
Ve složení oceli jsou také přítomny některé nevyhnutelné nečistoty.Some unavoidable impurities are also present in the steel composition.
Nyní bude podrobně vysvětleno tepelné zpracování ocele podle vynálezu.The heat treatment of the steel according to the invention will now be explained in detail.
Obr. 5 je graf znázorňující transformační diagram CCT pro plynulé chlazení z 900 tet. Celsia a to u ocele obsahující v % hmotnosti 0,11 % C, 0,20 θ/ο Si, 0,28 % Mn, 2,51 % Ni, 1,12 '% Cr, 0,28 % Mo a 0,025 % AI. Na úsečce je nanesena chladicí doba v sekundách, v logaritmickém dělení, z teploty 800 °C a pořadnice vyznačuje teploty ve stupních Celsia, lineárním dělení, pro transformační oblasti ocele, přičemž A představuje oblast austenitu, F oblast počátečního feritu, В oblast bainitické struktury a M oblast martenzitické struktury, přímka a—b—c znázorňuje počáteční bod přeměny martenzitické struktury, přímka d—e přibližně koncový bod přeměny martenzltické struktury a křivka e—f koncový bod transformace bainitické struktury.Giant. 5 is a graph showing a CCT transformation diagram for continuous cooling of 900 tet. Celsius for steel containing 0.11% C, 0.20% / Si, 0.28% Mn, 2.51% Ni, 1.12% Cr, 0.28% Mo and 0.025% AI. On the line, the cooling time is applied in seconds, in logarithmic division, from 800 ° C and the ordinate indicates temperatures in degrees Celsius, linear division, for the steel transformation regions, A being the austenite region, F the initial ferrite region, V the bainite structure region, and The M region of the martensitic structure, the line a-b-c shows the start point of the martensitic structure transformation, the line d-e approximately the end point of the martensitic structure transformation, and the e-f curve the end point of the bainitic structure transformation.
Chladicí křivka 1 představuje kritickou křivku chladnutí pro vytvoření počátečního feritu, křivka chladnutí 2 představuje kritickou křivku chladnutí pro přeměnu celé struktury na bainltičkou a křivka 3 chladnutí představuje kritickou křivku chladnutí pro přeměnu celé struktury na martenzitickou.The cooling curve 1 represents the critical cooling curve to form the initial ferrite, the cooling curve 2 represents the critical cooling curve for the conversion of the entire structure to bainlitter, and the cooling curve 3 represents the critical cooling curve for the conversion of the entire structure to martensitic.
Z tohoto transformačního diagramu CCT je vidět, že počáteční ferit se tvoří při chlazení pomalejším než je křivka chladnutí 1, pevnost v tahu a vrubová houževnatost se snižují, že celá struktura se přeměňuje na martenzit při chlazení rychlejším než je křivka chladnutí !3, přičemž se dostane vysoká pevnost v tahu, avšak značně se sníží vrubová houževnatost, a že struktura bainitu a martenzitu se vytvoří při chlazení mezi křivkami 2 a 3, avšak nelze očekávat zvýšení vrubové houževnatosti v důsledku příměsi martenzitu.From this CCT transformation diagram it can be seen that the initial ferrite is formed at cooling slower than the cooling curve 1, the tensile strength and the notch toughness decrease, that the entire structure is converted to martensite at cooling faster than the cooling curve! it will have a high tensile strength but considerably reduce notch toughness, and that the bainite and martensite structure will be formed by cooling between curves 2 and 3, but no increase in notch toughness due to martensite admixture can be expected.
Pro zajištění jak uspokojivé pevnosti v tahu, tak i současně žádané vrubové houževnatosti, je důležité vytvoření bainitické struktury, pročež se ocel musí chladit v rozmezí křivek chladnutí 1 a 3 na 500 °C, což je přibližně teplota počátečního martenzitického bodu.In order to provide both satisfactory tensile strength and simultaneously desirable notch toughness, it is important to form a bainitic structure, whereby the steel must be cooled within a cooling curve of 1 and 3 to 500 ° C, which is approximately the temperature of the initial martensitic point.
Chladicí doba při chlazení od 800 °C na 500 °C musí být v rozmezí od S3 sekund do sekund. Chladící podmínky od teploty 500 °C níže musí mít, jak známo, vyjádřený vztah к martenzitické přeměně. Bylo takto zjištěno, že od kritické křivky chladnutí 2, aby se celá struktura stala bainitlckou, musí doba chladnutí při chlazení od 500 na 200 °C mít hodnotu S2 sekund, takže se při chlazení v období delším než S2 sekund z teploty 500 °C na 200 °C nevytvoří vůbec žádná martenzitické struktura.The cooling time for cooling from 800 ° C to 500 ° C must be between S3 seconds and seconds. Cooling conditions above 500 ° C below must, as is well known, have a relationship to martensitic conversion. It has thus been found that from the critical cooling curve 2 in order for the entire structure to become bainite, the cooling time for cooling from 500 ° C to 200 ° C must be S2 seconds, so that during cooling longer than S2 seconds from 500 ° C to 200 ° C creates no martensitic structure at all.
V důsledku shora uvedených podmínek musí být doba chlazení z teploty 800 na 500 st. C mezi S3 a Si sek. a potom doba chlazení od 500 na 200 °C musí probíhat po více než sekund, aby příslušnou přeměnou se celá struktura přeměnila na bainitickou.Due to the above conditions, the cooling time must be from 800 to 500 ° C. C between S3 and Si sec, and then the cooling time from 500 to 200 ° C must run for more than seconds to convert the entire structure to bainitic by appropriate conversion.
Tyto údaje o kritickém čase chlazení mají souvislost se složením ocele; tabulka 2 proto ukazuje hodnoty Si, S2 a S3 a složení pro různé typy ocelí podle vynálezu, jak byly získány z transformačního diagramu CCT pro plynulé chlazení.These critical cooling time data are related to the composition of the steel; Table 2 therefore shows the values of S1, S2 and S3 and the composition for the different steels of the invention as obtained from the CCT transformation diagram for continuous cooling.
Obr. 6 ukazuje vztah mezi chemickým složením ocele a obdobími Si, S2 a S3, přičemž úsečka vyzftačuje jako parametr chemického složení procentovou hodnotu součtu Mn + Ni + Cr + Mo a pořadnice vyznačuje v sekundách doby Si, S2 a Ss v logaritmickém dělení, pro označení jejich vzájemného vztahu.Giant. 6 shows the relationship between the chemical composition of the steel and the periods S1, S2 and S3, where the line defines as a chemical composition parameter the percentage value of the sum of Mn + Ni + Cr + Mo and denotes in seconds the time of Si, S2 and Ss in logarithmic division relationship.
Ze vztahu mezi procentovým podílemFrom the relationship between the percentage
Mn -j- N1 -f- Cr -j- Mo a pevností v tahu,Mn -j- N1 -f- Cr -j- Mo and tensile strength,
19.9.23.6 jak je ' znázorněno · v obr. 2,· dostanou se chladicí · podmínky potřebné ' pro vytvoření bainitické ~ . struktury v · , poměru k ' · procentovému rozsahu v součtu · Mn ,-J- Ni Cr ,.-|4- Mo takto: .. .19.9.23.6, as shown in FIG. 2, the cooling conditions required to form the bainitic are obtained. % of the structure in the ratio to the percentage range in the sum of Mn, -J-Ni Cr, -4 Mo as follows:.
Jestliže součet · Mn + Ni --Cr + Mo , · je v rozmezí 1,6 až 3,2 hmot. . % ., pak · chladicí doba z teploty 800 ·na 500 °C ' bude v rozmezí 2)1 až. 54 · sekund ' a · doba plynulého · chlazení ,od 500· na 200 °C bude větší než 16 .sekund, ....If the sum of · Mn + Ni - Cr + Mo, · is in the range of 1.6 to 3.2 wt. . then the cooling time from 800 to 500 ° C will be in the range of 2 to 1. 54 · seconds' and · continuous cooling time, from 500 ° C to 200 ° C will be greater than 16 seconds ....
V případě, že součet Mn. · + Ni·' H- Cr -j-M.o je v rozmezí 3,2 až 3,8 hmotnostního °/o, bude doba chlazení od 800 „ na 500 °C v rozmezí 2,3 — 70 sekund a období plynulého· chlazení od. 500 na „ 200 °C bude vyšší než 20 sekund. ·If the sum of Mn. · + Ni · 1 H-Cr-1 · m is in the range of 3.2 to 3.8 wt%, cooling time from 800 to 500 ° C will be in the range of 2.3 - 70 seconds and a continuous cooling period from. 500 at 200 ° C will be higher than 20 seconds. ·
Jestliže · součet Mn -j- Ni --· Cr -j- · Mo bude v rozmezí 3,8 až 4,2 hmotnostního' ' %, bude .. chladicí · doba '.pro '.chlazení ..· od .800.' .na 500 °C · · v, ·. rozmezí 2,4 až 80· -sekund a · doba plynulého chlazení · od 500 na · '200' °C · bude d.elší než 24 ..sekundy. : .If the sum of Mn -j-Ni- · Cr -j- · Mo is in the range 3.8 to 4.2% by weight, the cooling time will be for cooling. . ' at 500 ° C · · v, ·. the range of 2.4 to 80 seconds and the continuous cooling time from 500 to 200 ° C will be longer than 24 seconds. :.
„Takto · · je možné · tepelným- · · zpracováním podle · vynálezu · dosáhnout. · jemné b.ainltické struktury · ocele a · zaručit · . dostatečnou pevnost v tahu, · jakož i · · vrubovou · · houževnatost,. ' ' .Thus, heat treatment according to the invention can be achieved. Fine b.Altimal structures · Steel and · Guarantee. sufficient tensile strength as well as notched toughness. ''.
Je-li zapotřebí větší vrubové houževnatosti, ' ·dosáhne se toho · · popouštěním · ocele při · teplotách pod transformačním · bodem Ai. , . . . .. . . ·.If greater notch toughness is required, this is achieved by tempering the steel at temperatures below the transformation point Ai. ,. . . ... . ·.
oo . oo m m ca oo CM · CM rH CM tH O O O O O O o iq чл cn oo xtj oq co ' ' τ-í rH τ-f r-í r-Ч* r-i CM* T-ioo. m m CM · · t · · · · · · · · · · · · · · x x x x * * * * * * * * * *
CM M CD CO 00CM M CD CO 00
UD O? oo* w s o 00 * o Ю ” CM rH číslo Č Si Μη P S Ni Cr Mo V Nb B AI Mn-f-Ni Si +Cr+Mo (s)UD O? oo * wso 00 * o Ю ” CM rH number Si Si Μη PS Ni Cr Mo In Nb B AI Mn-f-Ni Si + Cr + Mo (s)
in гЧ rH O Pin гЧ rH O P
СО тЧ Ь тЧ CO ιη гЧ гЧ гЧ 00 СО СМ о о о о о оСО тЧ Ь тЧ CO ιη гЧ гЧ гЧ 00 СО СМ о о о о о о
SHncobCDinn соеосососо^щсмSHncobCDinn соеосососо ^ щсм
CM CO CO CO CO CO CO rH * ’ * ’ ’ ‘ rH r-í ri O CO rl Ю · rH Ю rH co c> cq · t> cq m iq rH rH CM*CM CO CO CO CO CO CO rH * '*''' rH r-ri o CO rl Ю · rH Ю rH co c> cq · t> cq m iq rH rH CM *
CJCCiSMMOťO «5CDoO0QCDM<UDNlCJCCiSMMOt05CD0O0QCDM <UDN1
M(COCDCOCttO rHrHrrrCNNrlMM (COCDCOCt0rHrHrrrCNNr1M
CicMCCcorrisaprH rrlrlrlr-OOrlCicMCCcorrisaprH rrlrlrlr-OOrl
Ю CO Μ « O H CO ri rl rH rl rlЮ CO Μ O O H CO ri rl rH rl rl
196.23:6196.23: 6
Je tedy zřejmé, že v případě potřeby lze sáhnout k obdobným popouštěcím zpracováním.Thus, it is apparent that similar tempering treatments may be employed if desired.
Nyní bude podrobněji vysvětleno několik příkladů provedení podle vynálezu.Several exemplary embodiments of the invention will now be explained in more detail.
Tabulka 3 obsahuje chemické složení, zahřívací podmínky a mechanické vlastnosti pro různé typy ocele podle · vynálezu.Table 3 contains the chemical composition, heating conditions and mechanical properties for the various types of steel according to the invention.
U ocelí podle tabulky 3 se sice provádí tepelné zpracování za podmínek určených vynálezem, avšak neprovádí se žádné . popouštění, aby bylo jasně vidět, že pouhým zpracováním podle vynálezu lze dosáhnout vysoké pevnosti v tahu a vysoké vrubové houževnatosti.Although the steels according to Table 3 are heat treated under the conditions specified by the invention, none is carried out. tempering in order to clearly show that high tensile strength and high notch toughness can be achieved by the mere processing of the invention.
Na rozdíl od toho obsahuje tabulka 4 několik provedení, při nichž se ocele chladí způsobem podle vynálezu a potom se popouštějí.In contrast, Table 4 contains several embodiments in which the steels are cooled by the process of the invention and then tempered.
Jak z těchto provedení vyplývá, může být popouštěním zlepšena vrubová houževnatost a je kromě toho možné zlepšit tuto vrubovou houževnatost bez snížení pevnosti v tahu, což závisí na teplotách použitých pro popouštění.As is apparent from these embodiments, notch toughness can be improved by tempering and, moreover, it is possible to improve notch toughness without reducing the tensile strength, depending on the temperatures used for tempering.
Obr. 7 znázorňuje vztah mezi uhlíkovým ekvivalentem Cekv. a mezí průtažnosti, pevností v tahu a průtažným poměrem, přičemž na úsečce je nanesen · Cekv. · a na levé pořadnici mez průtažnosti, pevnost v tahu a na pravé pořadnici v nepojmenovaných jednotkách průtažný poměr, aby byla jednak prokázána souvislost mezi nimi a jednak bylo provedeno · srovnáni s ocelí o vysoké pevnosti v tahu, která byla kalena a popouštěna obvyklým postupem.Giant. 7 depicts the relationship between the Cekv carbon equivalent. and the yield point, the tensile strength, and the yield ratio, with a segment of · Cekv. And, on the left ordinate, the yield point, tensile strength, and on the right ordinate in unnamed units, the elongation ratio to both demonstrate the relationship between them and to make a comparison with high tensile strength steels which have been hardened and tempered according to conventional procedures.
Křivka 1 v obr. 7 ukazuje mez průtažnosti ocele zpracované podle vynálezu, křivka 2 · pevnost v tahu této ocele a křivka 3 průtažný poměr pro touž ocel, kdežto křivka 1‘ ukazuje mez průtažnosti obvyklé ocele, křivka 2‘ ukazuje pevnost v tahu · této ocele a křivka 3‘ ukazuje průtažný poměr pro touž ocel.The curve 1 in FIG. 7 shows the yield strength of the steel treated according to the invention, the curve 2 the tensile strength of this steel and the curve 3 the yield ratio for the same steel, while the curve 1 'shows the yield strength of conventional steel; steel and curve 3 'shows the stretching ratio for the same steel.
Z těchto vztahů je při stejném Cekv. vidět, že mez průtažnosti a pevnost v tahu je u ocele · zpracované podle vynálezu vyšší než u obyčejné ocele, kdežto průtažný poměr ocele podle? vynálezu je . nižší než průtažný poměr · obyčejné ocele. : ·Of these relationships is at the same Cekv. see that the yield point and tensile strength of the steel treated according to the invention is higher than that of ordinary steel, whereas the yield ratio of the steel according to the invention is higher than that of ordinary steel. of the invention is. lower than the stretching ratio of ordinary steel. : ·
Je dále vidět, že Cekv. u ocele zpracované podle vynálezu · může být · nižší než Cekv. u obyčejné ocele·· při · stejném, stupni pevnosti v tahu.It is further seen that Cekv. for steel treated according to the invention it may be less than Cekv. for ordinary steel, the same tensile strength.
Jinými slovy, bude při stejném stupni pevnosti v tahu to ^pásmo océlg zpracované podle vynálezu, · jež bylo zasaženo svářecím teplem, méně vytvrzeno svářecím teplem a jeho sklon ke tvoření trhlin ve svaru bude tedy menší. · než · · u obyčejné · ocele, čímž bude mít ocel zpracovaná · podle vynálezu lepší svařitelpost než obyčejná ocel.In other words, at the same degree of tensile strength, the zone of steel treated according to the invention which has been affected by the welding heat will be less cured by the welding heat, and thus its tendency to crack in the weld will be less. Than ordinary steel, whereby the steel treated according to the invention will have a better weldability than ordinary steel.
Okolnost, že průtažný poměr ocele zpracované podle · vynálezu je nižší než u obyčejné ocele, je důvodem k tomu, · že ocel zpracovaná podle vynálezu je· spolehlivější při soustředěném · namáhání při srovnání s obyčejnou-ocelí, takže · lze dosáhnout nižšího · bezpečnostního činitele a · vyššího přípustného namáhání · při rozvrhu konstrukcí. |The fact that the yield ratio of the steel treated according to the invention is lower than that of ordinary steel is the reason that the steel treated according to the invention is more reliable at concentrated stress compared to ordinary steel so that a lower safety factor can be achieved and · higher permissible stresses · when designing structures. |
Pro podání příkladu· mikrostruktury ocele je struktura ocele č. 8 · a oceíle č. 18 udané v tabulce 3 znázorněna na obr. J3, popř.na obr. 9, při 500násó'bném zvětšení.To give an example of the microstructure of the steel, the structure of steel No. 8 and the steel No. 18 shown in Table 3 are shown in Figures J3 and 9, respectively, at 500 magnification.
Z těchto mikrostruktur jasně vyplývá, že ocel zpracovaná podle vynálezu má jemnou bainitickou strukturu.It is clear from these microstructures that the steel treated according to the invention has a fine bainitic structure.
Tabulka 5 udává ··maximální · tvrdost...pásma zasaženého svářecím teplem pro-ocel č. 18 při pevnosti v tahu ve velikostním řádu 981 MPa a při · udání procenta případů praskliny v· kořeni -při zkoušce na prasknutí svaru provedené v omezení na drážku Y. :Table 5 shows the maximum hardness ... of the zone affected by the heat of welding for steel No. 18 at a tensile strength of 981 MPa and given the percentage of root crack cases in the weld cracking test limited to groove Y.:
Z těchto výsledků okamžitě' · vyplývá, že ztvrzovací vlastnosti · · takového .pásma zasaženého svářecím· teplem jsou značně nízké na tak vysokou pevnost v tahu, jakou je řádově 981 MPa, takže je mo^né dokonale zabránit prasklině ve svaru, jestliže se provede předehřátí · pří · 70 °C za ' · použití normálního sváření s krytým obloukem.These results immediately indicate that the hardening properties of such a zone affected by the welding heat are considerably low to a high tensile strength of the order of 981 MPa, so that a crack in the weld can be perfectly prevented if it is carried out. Preheating · at 70 ° C using normal arc welding.
Ve srovnání, s ·.běžnýml · ocelemi o pevnosti v tahu velikostního · řádu · 981 MP.a podle tabulky č. 1 má ocel podle vynálezu značně lepší svařitelnost.In comparison with conventional tensile strength steels of the order of magnitude of 981 MP.a according to Table 1, the steel according to the invention has a considerably better weldability.
CDCDC^CQ^^OrHCDxrOCOtSCD^COtor^ '^^^^'^'^'^'tf^^COtoto^to^to^CDCDC ^ CQ ^^ OrHCDxrOCOtSCD ^ COtor ^ '^^^^' ^ '^' ^ 'tf ^^ COtoto ^ to ^ to ^
СО 00 to CM CM rH О О о toСО 00 to CM CM r О О о о
CM со тН оCM со тН о
toCOOÚOOtoCDoOCDCDtoto^COrHrx.crjtoLO rHCM^r-lrH^rHCMr-ICOT-ICMCMt—iT-i—Jr-jCM о о о о о о о о О О О О О Я q q q оtoCOOOOOtoCDoOCDCDthis ^ COrHrx.crjtoLO rHCM ^ r-lrH ^ rHCMr-ICOT-ICMCMt — iT-i — Jr-jCM о о о о о о о о О О О О О Я q q q о
м< ом <о
Mí ь> © гНMi ь> © гН
S ΜΪ со со <М й $0 СМ “ СМS ΜΪ со со <М й $ 0 СМ “СМ
Tabulka •rH ^СЧСОНОСОСЧОТаОгЧ t> to to СО ь. ср со to о соTable • rH ^ СЧСОНОСОСЧОТаОгЧ t> to СО ь. ср со to о со
СМ* гН γ—ΐ гЧ* ем о ’ФСМ * гН γ — ΐ гЧ * ем о ’Ф
3! н to3! н it
NN
СЛ . «гН елСЛ. «ГН ел
CO^COtot^COr-HCM^cOfMí^CO0303 о о о о о о о о □ о g § q q о © «© о © о оCO ^ COtot ^ COr-HCM ^ cOfMí ^ CO 0303 о о о о о о о о о □ о g § qq о © «© о © о о
S3t:£3^^y5dOr4cDoo££j£3coCM£J HHHr-|r4r)Hr4rJrJp)(-\Or4T4nQO О О О О о О о © о О о о 0 0 0 S 0 оS3t: £ 3 ^^ y5dOr4cDoo ££ j £ 3coCM £ J HHH r - | r4r) Hr4 r J r Jp ) ( - \ Or4T4nQO О О О О О О о о о о о о 0 0 0 S 0 о
ϊ>4 СО to со со СО СМ СМ гЧ гЧ> 4 СО to со со СО СМ СМ гЧ гЧ
со © 0 со о гЧ СМ гЧ СП о см фсо © 0 со о гЧ СМ гЧ СП о см ф
>>
>>
£ о й Г*“Н ХЗ гНСО^СМСМСМЬчЬчСО^СОС0>*СОгЧ©СОгЧ гНгЧгЧгЧгЧгЧОООООООгНгНОгНгЧ£ о й Г * “Н ХЗ гНСО ^ СМСМСМЬчЬчСО ^ СОС0> * СОгЧ © СОгЧ гНгЧгЧгЧгЧгЧООООООООгНгНОгНгЧ
198236198236
Tabulka 3 — pokračováníTable 3 - continued
i) T: teplota austenitlzace, 2) Sa: doba chlazení od 800 do 500 °C,(i) T: austenitization temperature; ( 2 ) Sa: cooling time from 800 to 500 ° C;
Vzorek pro· zkoušku na pevnost v tahu měl délku 50 mm.The tensile test sample had a length of 50 mm.
Claims (3)
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP536768 | 1968-01-31 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CS196236B2 true CS196236B2 (en) | 1980-03-31 |
Family
ID=11609183
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CS64569A CS196236B2 (en) | 1968-01-31 | 1969-01-31 | Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength |
Country Status (11)
Country | Link |
---|---|
AT (1) | AT319303B (en) |
BE (1) | BE727765A (en) |
CA (1) | CA927256A (en) |
CH (1) | CH507373A (en) |
CS (1) | CS196236B2 (en) |
DE (1) | DE1905473B2 (en) |
FR (1) | FR2001076A1 (en) |
GB (1) | GB1253552A (en) |
NL (1) | NL6901640A (en) |
PL (1) | PL79948B1 (en) |
SE (1) | SE349329B (en) |
Families Citing this family (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2201855C2 (en) * | 1972-01-15 | 1982-03-04 | Estel Hoesch Werke Ag, 4600 Dortmund | Process for the production of high-strength, easily weldable and cold-deformable heavy and medium plates and their use |
DE2231559C3 (en) * | 1972-06-28 | 1986-07-10 | Rheinstahl Hüttenwerke GmbH, 4300 Essen | Use of a heat-resistant, niobium-containing fine-grain structural steel as a material for welded boiler drums and other welded pressure vessels |
SE8603897L (en) * | 1985-09-19 | 1987-03-20 | Man Nutzfahrzeuge Gmbh | PROCEDURE FOR THE MANUFACTURE OF STEEL CONSTRUCTIONS |
WO1987005128A1 (en) * | 1986-02-14 | 1987-08-27 | Savin Corporation | Liquid developer charge director control |
DE3832014C2 (en) * | 1988-09-16 | 1994-11-24 | Mannesmann Ag | Process for the production of high-strength seamless steel tubes |
FI84370C (en) * | 1988-10-17 | 1991-11-25 | Rauma Repola Oy | Steel |
US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
JPH0441616A (en) * | 1990-06-06 | 1992-02-12 | Nkk Corp | Production of low-hardness water-resistant steel excellent in wear resistance and bendability |
US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
-
1969
- 1969-01-24 PL PL13136069A patent/PL79948B1/pl unknown
- 1969-01-29 CH CH137169A patent/CH507373A/en not_active IP Right Cessation
- 1969-01-30 SE SE125869A patent/SE349329B/xx unknown
- 1969-01-31 DE DE19691905473 patent/DE1905473B2/en active Pending
- 1969-01-31 CS CS64569A patent/CS196236B2/en unknown
- 1969-01-31 FR FR6902218A patent/FR2001076A1/fr not_active Withdrawn
- 1969-01-31 BE BE727765D patent/BE727765A/xx not_active IP Right Cessation
- 1969-01-31 CA CA041653A patent/CA927256A/en not_active Expired
- 1969-01-31 GB GB536469A patent/GB1253552A/en not_active Expired
- 1969-01-31 NL NL6901640A patent/NL6901640A/xx unknown
- 1969-01-31 AT AT01017/69A patent/AT319303B/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
PL79948B1 (en) | 1975-08-30 |
AT319303B (en) | 1974-12-10 |
GB1253552A (en) | 1971-11-17 |
BE727765A (en) | 1969-07-01 |
FR2001076A1 (en) | 1969-09-19 |
SE349329B (en) | 1972-09-25 |
DE1905473B2 (en) | 1972-07-27 |
CA927256A (en) | 1973-05-29 |
NL6901640A (en) | 1969-08-04 |
DE1905473A1 (en) | 1971-06-16 |
CH507373A (en) | 1971-05-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4897125B2 (en) | High-strength steel sheet and its manufacturing method | |
WO2012005330A1 (en) | Ni-CONTAINING STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME | |
JPS58151425A (en) | Manufacture of high corrosion-resistant clad steel pipe superior in low-temperature toughness | |
JP2009521600A (en) | High strength bolt excellent in delayed fracture resistance and method for manufacturing the same | |
WO2005056856A1 (en) | Steel product for structural member of automobile and method for production thereof | |
JP2004232022A (en) | Dual phase type high tensile strength steel sheet having excellent elongation and stretch flanging property, and production method therefor | |
CS196236B2 (en) | Method for thermal treatment of weldable constructional steel with high tensile strength | |
JP5089224B2 (en) | Manufacturing method of on-line cooling type high strength steel sheet | |
JP4411253B2 (en) | Hot forged parts with excellent delayed fracture resistance and method for producing the same | |
JPH05186823A (en) | Production of cu-containing high tensile strength steel with high toughness | |
CS196437B2 (en) | Method of heat treatment of steel having high tensile strength | |
JP4924047B2 (en) | Manufacturing method of steel material having excellent fatigue crack propagation characteristics with absolute value of surface residual stress of 150 N / mm 2 or less | |
JP2012188749A (en) | Thick steel plate with high toughness in multi-pass welded part and multi-pass welded joint | |
JP5360185B2 (en) | Manufacturing method of steel material with excellent fatigue crack propagation resistance | |
CS196235B2 (en) | Method for thermal treatment of weldable constructional steels with high tensile strength | |
JP5401915B2 (en) | High corrosion resistance ferritic stainless steel sheet with excellent joint strength for resistance spot welding and manufacturing method thereof | |
JP5245414B2 (en) | Steel plate for low yield ratio high strength steel pipe, its manufacturing method and low yield ratio high strength steel pipe | |
JPS613833A (en) | Manufacture of high strength steel with superior weldability | |
JPH04276018A (en) | Manufacture of door guard bar excellent in collapse resistant property | |
JPH0860291A (en) | Steel for machine structural use, excellent in delayed fracture resistance | |
RU2790144C1 (en) | Method for manufacture of welded part of molded high-strength steel and part made by such a method | |
RU2726056C1 (en) | Rolled sheet made from high-strength steel | |
KR100363194B1 (en) | A method for high toughness bolts | |
JPH09279303A (en) | High strength pc steel bar excellent in delayed fracture characteristic and its production | |
JPH0215145A (en) | Working and heating hardened hot rolled steel plate |