RU2682074C2 - Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства - Google Patents

Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства Download PDF

Info

Publication number
RU2682074C2
RU2682074C2 RU2015136606A RU2015136606A RU2682074C2 RU 2682074 C2 RU2682074 C2 RU 2682074C2 RU 2015136606 A RU2015136606 A RU 2015136606A RU 2015136606 A RU2015136606 A RU 2015136606A RU 2682074 C2 RU2682074 C2 RU 2682074C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel strip
strength
steel
temperature
yield strength
Prior art date
Application number
RU2015136606A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2015136606A (ru
Inventor
Сысинь ЧЖАО
Хуншэн ЦЗЯН
Ляньдэн ЯО
Original Assignee
Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. filed Critical Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Publication of RU2015136606A publication Critical patent/RU2015136606A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2682074C2 publication Critical patent/RU2682074C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к высокопрочной стальной полосе с отношением предела текучести к пределу прочности менее 0,85, используемой для изготовления механических конструкций, строительства мостов, архитектурных и инженерно-технических сооружений. Выплавляют сталь, имеющую следующий химический состав, вес.%: С 0,28-0,34, Si 0,10-0,40, Mn 0,50-1,40, Cr 0,20-0,70, Мо 0,30-0,90, Nb≤0,06, Ni 0,50-2,40, V≤0,06, Ti 0,002-0,04, Al 0,01-0,08, В 0,0006-0,0020, N≤0,0060, О≤0,0040, Ca 0,002-0,0045, остальное Fe и неустранимые примеси. Отливают сталь в сляб, который нагревают до температуры 1080-1250°C и выполняют прокатку до получения полосы. Охлаждают прокатанную полосу и осуществляют закалку при температуре 860-940°C и отпуск до температуры 150-350°C для получения стальной полосы, содержащей микроструктуру из мелкозернистого мартенсита и остаточного аустенита. Достигаются высокие механические свойства. 2 н. и 6 з.п. ф-лы, 1 ил., 3 табл., 6 пр.

Description

Область изобретения
Изобретение относится к высокопрочной стальной полосе с низким отношением предела текучести к пределу прочности и к способу ее производства.
Предшествующий уровень техники
Высокопрочная стальная полоса широко используется для изготовления механических конструкций, строительства мостов и других архитектурных и инженерно-технических сооружений. Механические свойства стальной полосы - это предел текучести, временное сопротивление, удлинение, ударная вязкость при низких температурах и т.д. При выборе стальной полосы для элементов конструкций с повышенными требованиями к безопасности элемента конструкции, как правило, ориентируются на предел текучести и обеспечивают определенный коэффициент запаса прочности. Отношение предела текучести к временному сопротивлению также называют отношением предела текучести к пределу прочности. В инженерных проектах отношение предела текучести к пределу прочности, в основном, определяется коэффициентом запаса прочности в рамках эксперимента, в котором стальную полосу доводят до окончательного состояния текучести, подвергая элемент конструкции критическому напряжению, превышающему предел текучести. Если стальная полоса имеет низкое отношение предела текучести к пределу прочности, то у такой полосы есть большой запас прочности до того, как напряжение достигнет величины временного сопротивления и приведет к разрушению материала или утрате стабильности структуры под действием напряжения, превышающего предел текучести. При высоком отношении предела текучести к пределу прочности напряжение в стальной полосе быстро достигнет величины временного сопротивления и приведет к разрыву стальной полосы в момент, когда напряжение достигнет предела текучести. Поэтому при повышенных требованиях к безопасности элемента конструкции необходимо использовать стальную полосу с низким пределом текучести. В составе таких структурных элементов, как стальные конструкции для высотных зданий, стальные водоводы гидроэлектростанций, гидравлические крепи в угольных шахтах и пр. стальная полоса с пониженным отношением предела текучести к пределу прочности способна поглощать больше энергии во время стихийных бедствий, например, землетрясений, горных оползней, обвалов, что позволяет сократить ущерб, наносимый конструкциям, или избежать их полного разрушения, тем самым предотвращая дополнительные катастрофы и снижая риск человеческих жертв.
Если момент возникновения текучести стальной полосы хорошо известен, то предел текучести определяется верхним и нижним пределами текучести; иначе предел текучести определяется напряжением при 0,2% пластической деформации (условный предел текучести Rp0,2). Верхний предел текучести низкоуглеродистой стальной полосы обусловлен образованием атмосферы Коттрелла из межузельных атомов возле дислокаций, которая препятствует началу перемещения дислокаций. После начала перемещения дислокаций эффект атмосферы Коттрелла пропадает, и для воздействия на стальную полосу требуется уже меньше усилий, что соответствует нижнему пределу текучести. Если при начале перемещения дислокаций происходит взаимодействие между атмосферой Коттрелла кольцами и стенками дислокаций, то характеристики текучести уже не очевидны. Предел текучести соответствует напряжению, которое расширяет полосу скольжения за счет крупномасштабного размножения и движения дислокаций. В некоторых источниках пределом текучести называется напряжение, при котором движущиеся краевые дислокации полностью выходят из кристаллов, при этом временное сопротивление - это максимальное напряжение, которое материал может выдержать при удлинении, что часто сопровождается образованием центров кристаллизации, а также ростом и развитием микротрещин.
При проектировании и производстве стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности часто используют микроструктуры с комбинацией мягкой и твердой фаз для того, чтобы получить низкий предел текучести и высокое временное сопротивление. Например:
В патенте "Высокопрочная двухфазная сталь с низким отношением предела текучести к пределу прочности, высокой ударопрочностью и хорошей свариваемостью" (см. WO 2007/051080, опубл. 03.05.2007) описана двухфазная высокопрочная сталь, включающая составную микроструктуру из мягкой и твердой фаз, при этом составная микроструктура обеспечивает низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокую деформационную способность, превосходную свариваемость и высокую ударопрочность, а химический состав стали включает, вес. %: С 0,03-0,12, Ni 0,1-1,0, Nb 0,005-0,05, Ti 0,005-0,03, Mo 0,1-0,6, Mn 0,5-2,5, Cu≤1,0, Cr≤1,0, Ca≤0,01, а также следующие необязательные элементы: V≤0,1, В≤0,002, Mg≤0,006, N≤0,010, Si≤0,5, Cu≤1,0, Al≤0,06, Р≤0,015, S≤0,004. Приблизительно от 10 до 60% объема двухфазной стали представляют собой первую фазу или компонент, состоящий, в основном, из мелкозернистого феррита. Первая фаза включает феррит со средним размером зерна около 5 микронов и менее. Приблизительно 40-90% объема двухфазной стали представляют собой вторичную фазу или компонент, включающий: мелкозернистый мартенсит, мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый гранулярный бейнит, мелкозернистый вырожденный верхний бейнит или любую их комбинацию.
В патенте "Толстая стальная полоса марки 800 мпа с высокой ударопрочностью и низким отношением предела текучести к пределу прочности, а также способ ее производства" (см. CN 101045977 A, опубл. 03.10.2007) описана стальная полоса с высокой прочностью, высокой ударопрочностью, низким отношением предела текучести к пределу прочности и временным сопротивлением свыше 800 МПа, имеющая следующий химический состав, вес. %: С 0,05-0,09, Si 0,35-0,45, Mn 1,5-1,90, Ni 0,30-0,70, Nb 0,04-0,08, Al 0,02-0,04, Ti 0,01-0,04.
В патенте "Толстая стальная полоса марки 700 мпа с высокой ударопрочностью и низким отношением предела текучести к пределу прочности, а также способ ее производства" (см. CN 1924065 A, оплуб. 07.03.2007) описана стальная полоса, имеющая следующий химический состав, вес. %: С 0,03-0,06, Si 0,35-0,55, Mn 1,00-1,55, Ni 0,50-0,70, Nb 0,02-0,06, Al 0,02-0,04, Ti 0,01-0,04, V 0,04-0,07, Cu 0,50-0,70, остальное Fe и неустранимые примеси. Способ производства включает: выплавку и отливку заготовок, нагрев до 1180-1220°С, прокатку при начальной температуре прокатки 1050-1100°С, продолжение прокатки до достижения температуры 920-960°С, при этом толщина прокатанных фрагментов в 2-3 раза больше окончательной толщины стальной полосы; второй этап прокатки с количественной деформацией около 5-15 мм и степенью деформации на каждом проходе 10-25%; установку температуры конца прокатки в пределах 820-880°С; после окончания прокатки - охлаждение воздухом в течение 60-120 с, затем быстрое охлаждение со скоростью 10-20°С/с до 460-600°С, выгрузку стальной полосы из воды, затем охлаждение воздухом.
Таким образом, при создании крупных и сложных механических стальных конструкций требуется стальная полоса с повышенной прочностью и низким отношением предела текучести к пределу прочности, которая делает стальные конструкции прочнее и легче, а также позволяет экономить энергию и сокращать расход материалов.
Раскрытие изобретения
Перед изобретением ставится задача создания высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, а также способа ее производства. Стальная полоса должна иметь высокое временное сопротивление и низкое отношение предела текучести к пределу прочности. Указанный тип стальной полосы удовлетворяет требованиям низкого предела текучести, высокой надежности, высокой ударопрочности, повышенной прочности и малого веса, предъявляемым к стальной полосе для производства механических конструкций с повышенными требованиями к безопасности элементов конструкции, например, при строительстве зданий, мостов, различных инженерно-технических сооружений.
Для решения вышеупомянутой задачи высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности имеет следующий химический состав, вес. %: С 0,18-0,34, Si 0,10-0,40, Mn 0,50-1,40, Cr 0,20-0,70, Мо 0,30-0,90, Nb≤0,06, Ni 0,50-2,40, V≤0,06, Ti 0,002-0,04, Al 0,01-0,08, В 0,0006-0,0020, N≤0,0060, О≤0,0040, Са≤0,0045, остальное FE и неустранимые примеси.
Углеродный эквивалент СЭ стальной полосы может составлять СЭ≤0,75% и иметь следующее значение: СЭ=С+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15, где С, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %. Микроструктура стальной полосы может состоять из мелкозернистого мартенсита и остаточного аустенита.
Ниже описан принцип подбора химических элементов для состава предлагаемой высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности.
Углерод (С) может расширять зону аустенитной фазы в стальной полосе. Изменяя содержание углерода в составе стали, можно получать стальную полосу с различными микроструктурами и разными механическими свойствами. Тип фазового превращения в стальной полосе меняется при изменении количества углерода, добавляемого в сталь. При низком содержании углерода и легирующих элементов происходит диффузионное фазовое превращение, например, ферритное или перлитное превращение. При высоком содержании углерода и легирующих элементов происходит мартенситное превращение. При мартенситном превращении атомы углерода растворяются в решетке атомов железа и удлиняют ось кристаллов с, что приводит к трансформации гранецентрированной кубической решетки (ГКЦ) в гексагональную плотноупакованную решетку (ГПУ). Атомы углерода значительно повышают прочность стальной полосы, изменяя кристаллическую структуру стали. Стабильность аустенита улучшается по мере роста содержания атомов углерода, и после быстрого охлаждения стальной полосы можно получить мартенсит и остаточный аустенит, что снижает отношение предела текучести к пределу прочности стальной полосы. Однако при слишком высоком содержании углерода ухудшаются пластичность и ударопрочность стальной полосы. Учитывая влияние углерода на надежность и сверхпластичность стальной полосы, содержание углерода в изобретении контролируется на уровне 0,18-0,34 вес. %.
При добавлении кремния (Si) в стальную полосу может улучшаться ее прочность за счет замещения атомов и твердорастворного упрочнения. Однако при слишком высоком содержании кремния возрастает вероятность образования горячих трещин во время сварки стальной полосы. Поэтому содержание кремния в изобретении составляет 0,10-0,40 вес. %.
Углерод и марганец (Mn) часто используются вместе для получения стальной полосы с хорошими механическими свойствами. Марганец добавляется в стальную полосу для повышения ее надежности за счет твердорастворного упрочнения. Поскольку в предлагаемую стальную полосу добавляется сравнительно большое количество углерода, то для обеспечения нужного значения углеродного эквивалента и хороших сварочных характеристик количество добавляемого марганца в изобретении находится в пределах 0,50-1,40 вес. %, что позволяет контролировать отношение предела текучести к пределу прочности и надежность стальной полосы.
Хром (Cr) может улучшать прокаливаемость стальной полосы и делать возможным образование мартенситной структуры в процессе охлаждения стальной полосы. Тем не менее, чересчур высокое содержание хрома приводит к увеличению углеродного эквивалента стальной полосы, тем самым ухудшая ее сварочные характеристики. Поэтому содержание хрома в изобретении контролируется на уровне 0,20-0,70 вес. %.
Молибден (Мо) способен эффективно подавлять диффузионное фазовое превращение, что приводит к образованию высокопрочной структуры с низкой температурой трансформации в процессе охлаждения стальной полосы. При низком содержании молибдена эффект подавления диффузионного фазового превращения в стальной полосе не может проявляться в полную силу, в результате чего образование дополнительной мартенситной структуры при охлаждении стальной полосы оказывается невозможным, что снижает прочность стальной полосы. Если же содержание молибдена слишком высоко, то увеличивается углеродный эквивалент и ухудшаются сварочные характеристики стальной полосы. Поэтому, согласно изобретению, содержание молибдена контролируют на уровне 0,30-0,90 вес. %.
Ниобий (Nb) при добавлении в сталь может сдерживать перемещение границ зерен аустенита, что приводит к рекристаллизации стальной полосы при высокой температуре. Когда аустенизация проходит при высокой температуре, то растворенный в аустените ниобий образует частицы карбида ниобия (NbC) в местах дислокаций и на границах зерен в силу эффекта деформационно-индуцированного осаждения во время прокатки, что подавляет перемещение границ зерен и повышает надежность стальной полосы. При слишком высоком содержании ниобия могут образоваться крупные частицы карбида ниобия, которые ухудшают ударную вязкость стальной полосы при низких температурах. Поэтому для регулирования механических свойств стальной полосы согласно изобретению ниобий добавляют в количестве не более 0,06 вес. %.
Никель (Ni) может образовывать с железом твердый раствор в составе стали, улучшая ударопрочность стальной полосы за счет снижения дефектов упаковки решетки. Для получения высокопрочной стальной полосы с хорошей ударопрочностью при низких температурах в ее состав необходимо добавлять определенное количество никеля. Никель может повышать стабильность аустенита и приводить к образованию структур мартенсита и остаточного аустенита при охлаждении стальной полосы, уменьшая отношение предела текучести к пределу прочности стальной полосы. Но если содержание никеля чересчур высоко, то при нагревании сляба образуется оксидная пленка, которую сложно удалить, и которая отрицательно влияет на качество поверхности стальной полосы; кроме того, возрастает стоимость производства стальной полосы. Поэтому содержание никеля согласно изобретению находится в пределах 0,50-2,40 вес. %.
Ванадий (V) добавляется в сталь в качестве легирующего элемента. Он повышает надежность стальной полосы благодаря твердорастворному упрочнению и дисперсионному твердению металлоподобных карбидов. Тем не менее, при слишком высоком содержании ванадия металлоподобные карбиды укрупняются при тепловой обработке, отрицательно влияя на ударопрочность стальной полосы при низких температурах. Поэтому для обеспечения требуемых механических свойств стальной полосы согласно изобретению ванадий добавляют в количестве не более 0,06 вес. %.
В расплавленной стали титан (Ti) образует нитрид, а затем оксид и карбид в более низком температурном диапазоне. Слишком высокое содержание титана приводит к образованию крупнозернистого нитрида титана (TiN) в расплавленной стали. Частицы нитрида титана имеют кубическую форму и в углах частиц концентрируется напряжение, что приводит к образованию трещин. Учитывая все аспекты влияния титана на характеристики стали, содержание титана согласно изобретению контролируется на уровне 0,002-0,04 вес. %.
Алюминий (Al) добавляется в сталь для измельчения зерна за счет образования оксидов и нитридов. Для измельчения зерна, улучшения ударопрочности и обеспечения требуемых сварочных характеристик стальной полосы, содержание добавляемого в сталь алюминия согласно изобретению контролируется в пределах 0,01-0,08 вес. %.
Бор (В) обогащает границы зерен в стальной полосе, что приводит к уменьшению зернограничной энергии и образованию структуры с низкой температурой трансформации в процессе охлаждения стальной полосы. Добавление бора в сталь вместе с изменением содержания углерода и легирующих элементов приводит к образованию высокопрочной мартенситной структуры и, следовательно, к получению стальной полосы с хорошей прочностью. Тем не менее, при чрезмерно высоком содержании бора он обогащает границы зерен мартенсита, что приводит к снижению ударной вязкости при низких температурах и ухудшению сопротивления усталости стальной полосы. Поэтому, согласно изобретению, бор добавляется в количестве 0,0006-0,0020 вес. %.
Азот (N) в составе стали может образовывать нитриды с титаном, ниобием и ванадием. В процессе аустенизации стальной полосы нерастворившиеся нитриды могут препятствовать перемещению границ зерен аустенита, в результате чего происходит измельчение аустенитного зерна. При чересчур высоком содержании азота образуется крупнозернистый нитрид титана (TiN), что ухудшает механические свойства стальной полосы. Также атомы азота могут обогащать дефекты стали, что приводит к пористости и трещинам в материале, еще больше ухудшая механические свойства стальной полосы. Поэтому содержание азота в изобретении контролируется на уровне не более 0,0060 вес. %.
Кислород (О) в стали образует оксиды с алюминием, кремнием и титаном. В процессе аустенизации стальной полосы при нагреве оксиды алюминия препятствуют разрастанию аустенита и измельчают зерно. Однако при большом количестве кислорода в составе стальной полосы возрастает вероятность образования горячих трещин в процессе сварки. Поэтому содержание кислорода в изобретении контролируется на уровне не более 0,0040 вес. %.
Кальций (Са) может вводиться в сталь, образовывать вместе с серой (S) сульфид кальция (CaS) и выполняет функцию сфероидизации сульфидов, что улучшает ударную вязкость стальной полосы при низких температурах. Содержание кальция в изобретении необходимо контролировать на уровне не более 0,0045 вес. %.
Также в изобретении предлагается способ производства высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, включающий выплавку, отливку, нагрев до температуры 1080-1250°С, прокатку, охлаждение, закалку при температуре 860-940°С и отпуск до температуры 150-350°С для получения стальной полосы, содержащей микроструктуру из мелкозернистого мартенсита и остаточного аустенита.
В предлагаемом способе производства высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности значения температур при нагреве, закалке, отпуске и т.п. регулируются в соответствующих диапазонах. Контроль температуры дополняется выбором элементного состава, при этом принцип подбора химических элементов состава и процесс производства обеспечивают взаимосвязанные эффекты. При нагреве температуру регулируют в диапазоне 1080-1250°С для осуществления аустенизации. Указанный процесс нагрева в основном представляет собой процесс, при котором растворяются карбонитриды и растут аустенитные зерна. Например, в стали частично растворяются карбиды или карбонитриды, сформированные из таких карбидообразующих элементов как Nb, V, Ti, Cr, Mo и пр., а атомы легирующих элементов растворяются в аустените посредством диффузии с образованием твердого раствора. В процессе прокатки часть карбонитридов способствует зарождению и росту зерен в местах дефектов в силу эффекта деформационно-индуцированного осаждения, а также измельчению итогового зерна, тем самым улучшая механические свойства стальной полосы. При закалке температуру регулируют в пределах 860-940°С, т.к. нагрев и выдержка в таком температурном диапазоне могут эффективно регулировать частичное растворение карбонитридов, полученных из карбидообразующих элементов, таких как Nb, V, Ti, Cr, Mo и т.п., а также размер, до которого вырастают аустенитные зерна. Отпуск термообработкой выполняют путем регулирования температуры в нагревательной печи в диапазоне 150-350°С. Процесс отпуска стальной полосы, как правило, состоит из четырех этапов: 1) во время отпуска стальной полосы при температуре 100°С происходит выделение ε-карбидов в мартенсите с квадратной решеткой, которое уменьшает квадратность мартенсита; при этом в стали с содержанием углерода 0,3 вес. % и менее не происходит образования ε-карбидов, а мелкодисперсные карбиды образуются только вблизи дефектов, например, дислокаций и т.п.; 2) при температуре около 235°С остаточный аустенит превращается в нижний бейнит и мартенсит; 3) при температуре около 300°С ε-карбиды превращаются в цементит; а 4) при температуре 400-450°С диффузионные коэффициенты углерода и железа увеличиваются, зерна цементита укрупняются. В изобретении применяют отпуск при температуре около 150-350°С. Поэтому мелкозернистые карбиды осаждаются по краям реек мелкозернистого мартенсита, а на участках стальной полосы с очень высокой плотностью дислокаций происходит аннигиляция разноименных дислокаций. Таким образом, уменьшается внутреннее напряжение в стальной полосе и повышается ее пластичность. На данном этапе контроль температуры отпуска позволяет сохранить часть остаточного аустенита в стальной полосе, что уменьшает итоговое отношение предела текучести к пределу прочности стальной полосы и повышает ее временное сопротивление.
В описанном выше способе после прокатки прокатную полосу могут охлаждать при помощи воздушного или водного охлаждения.
Закаленную стальную полосу могут охлаждать при помощи водного охлаждения.
После отпуска отпущенную стальную полосу могут охлаждать при помощи воздушного охлаждения.
Углеродный эквивалент СЭ может составлять СЭ≤0,75% и иметь следующее значение:
СЭ=С+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15,
где С, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в %.
Благодаря рациональному подбору элементов состава и оптимизации процесса производства, предлагаемая в изобретении высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности обладает следующими преимуществами по сравнению с техническими решениями предшествующего уровня техники:
- уменьшение углеродного эквивалента СЭ и содержания легирующих элементов;
- отношение предела текучести к пределу прочности менее 0,85;
- временное сопротивление более 1500 МПа;
- предел текучести более 1200 МПа;
- удлинение более 10%; а также
- превосходные механические свойства.
В предлагаемом способе производства высокопрочной стальной полосы получают микроструктуру, сочетающую как мягкую, так и твердую фазы мелкозернистого мартенсита и остаточного аустенита, благодаря одной лишь оптимизации температурного контроля, без добавления дополнительных шагов и без усложнения процесса, в результате чего становится возможным получить высокопрочную стальную полосу с низким отношением предела текучести к пределу прочности и с требуемыми механическими характеристиками. Процесс довольно гибок, что позволяет широко применять его в непрерывном производстве элементов конструкций, к структурной безопасности которых предъявляются высокие требования.
Описание чертежей
На Фиг. 1 показана оптическая микрофотография микроструктуры высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности из примера 4.
Лучший вариант осуществления изобретения
Далее предлагаемое техническое решение описано более подробно со ссылками на конкретные примеры осуществления и приложенный чертеж, при этом приведенное описание не является ограничением объема заявленного изобретения.
Примеры 1-6
Для производства предлагаемой в изобретении высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности выполняли описанные ниже шаги.
1) Выплавка: содержание различных химических элементов в процентах по массе контролировали согласно таблице 1;
2) Отливка;
3) Нагрев: сляб нагревали до температуры 1080-1250°С;
4) Прокатка: прокатную стальную полосу охлаждали при помощи воздушного или водяного охлаждения;
5) Охлаждение: стальную полосу охлаждали до комнатной температуры;
6) Закалка: температура закалки составляла 860-940°С, после закалки выполняли водное охлаждение;
7) Отпуск: температура отпуска составляла 150-350°С, после отпуска выполняли воздушное охлаждение.
На Фиг. 1 показана оптическая микрофотография микроструктуры высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности из примера 4.
Химический состав компонентов высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности по примерам 1-6 приведен в таблице 1.
Figure 00000001
В таблице 2 приведены конкретные температурные параметры по примерам 1-6, при этом параметры каждого примера в таблице 2 соответствуют соответствующему примеру 1-6 из таблицы 1.
Figure 00000002
В таблице 3 приведены механические характеристики высокопрочной стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности по примерам 1-6.
Figure 00000003
Как видно из таблицы 3, предлагаемая в изобретении высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности имеет следующие характеристики: отношение предела текучести к пределу прочности менее 0,85, временное сопротивление более 1500 МПа, предел текучести более 1200 МПа, удлинение более 10%, энергия разрушения образца Шарпи с V-образным надрезом при -20°С более 27 Дж. Стальная полоса с перечисленными выше механическими характеристиками обладает сверхвысокой прочностью, сверхпластичностью и высокой надежностью.
Среднему специалисту в данной области ясно, что приведенные выше примеры служат лишь для наглядной демонстрации настоящего изобретения и не ограничивают его объема, при этом все модификации будут оставаться в пределах объема изобретения, определяемого его формулой.

Claims (9)

1. Высокопрочная стальная полоса с отношением предела текучести к пределу прочности менее 0,85, имеющая следующий химический состав, вес.%: С 0,28-0,34, Si 0,10-0,40, Mn 0,50-1,40, Cr 0,20-0,70, Мо 0,30-0,90, Nb≤0,06, Ni 0,50-2,40, V≤0,06, Ti 0,002-0,04, Al 0,01-0,08, В 0,0006-0,0020, N≤0,0060, О≤0,0040, Ca 0,002-0,0045, остальное Fe и неустранимые примеси.
2. Стальная полоса по п. 1, отличающаяся тем, что углеродный эквивалент СЭ=С+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 имеет следующее значение СЭ≤0,75%,
где С, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%.
3. Стальная полоса по п. 1 или 2, отличающаяся тем, что она имеет микроструктуру, состоящую из мелкозернистого мартенсита и остаточного аустенита.
4. Способ производства высокопрочной стальной полосы с отношением предела текучести к пределу прочности менее 0,85 по п. 1 или 2, включающий выплавку, отливку, нагрев до температуры 1080-1250°C, прокатку, охлаждение, закалку при температуре 860-940°C и отпуск до температуры 150-350°C для получения стальной полосы, содержащей микроструктуру из мелкозернистого мартенсита и остаточного аустенита.
5. Способ по п. 4, отличающийся тем, что после прокатки полосу охлаждают при помощи воздушного охлаждения.
6. Способ по п. 4, отличающийся тем, что после прокатки полосу охлаждают при помощи водного охлаждения.
7. Способ по п. 4, отличающийся тем, что после закалки полосу охлаждают при помощи водного охлаждения.
8. Способ по п. 4, отличающийся тем, что после отпуска полосу охлаждают при помощи воздушного охлаждения.
RU2015136606A 2013-01-22 2013-12-24 Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства RU2682074C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201310022288.8 2013-01-22
CN201310022288.8A CN103060715B (zh) 2013-01-22 2013-01-22 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法
PCT/CN2013/090270 WO2014114159A1 (zh) 2013-01-22 2013-12-24 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2015136606A RU2015136606A (ru) 2017-09-26
RU2682074C2 true RU2682074C2 (ru) 2019-03-14

Family

ID=48103604

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015136606A RU2682074C2 (ru) 2013-01-22 2013-12-24 Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10801090B2 (ru)
EP (1) EP2949775B1 (ru)
JP (1) JP6792946B2 (ru)
KR (1) KR102357132B1 (ru)
CN (1) CN103060715B (ru)
AU (1) AU2013375524B2 (ru)
RU (1) RU2682074C2 (ru)
WO (1) WO2014114159A1 (ru)
ZA (1) ZA201505173B (ru)

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103060715B (zh) 2013-01-22 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法
CN103233094B (zh) * 2013-04-25 2015-05-13 浙江大江合金钢钢管有限公司 高强度合金钢的冶炼工艺
US20140345756A1 (en) * 2013-05-21 2014-11-27 General Electric Company Martensitic alloy component and process of forming a martensitic alloy component
CN104250710A (zh) * 2013-06-28 2014-12-31 肖云兴 低合金多元素高强耐热钢及其制造方法
CN103882332A (zh) * 2014-03-12 2014-06-25 舞阳钢铁有限责任公司 1100MPa以上级低温回火型高强钢板及其生产方法
CN103834877B (zh) * 2014-03-26 2015-11-18 武汉钢铁(集团)公司 一种薄板坯生产切割鞋模用钢及其制备方法
CN104532156B (zh) * 2014-12-19 2019-04-23 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1300MPa级调质高强钢及其生产方法
CN104532157A (zh) * 2014-12-19 2015-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度900~1000MPa级调质高强钢及其生产方法
CN104513936B (zh) * 2014-12-19 2019-04-23 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法
CN104946997A (zh) * 2015-06-14 2015-09-30 秦皇岛首秦金属材料有限公司 一种1300MPa级超高强钢及其制备方法
US10597746B2 (en) 2015-07-24 2020-03-24 Thyssenkrupp Steel Europe Ag High-strength steel having a high minimum yield limit and method for producing a steel of this type
CN106011619A (zh) * 2016-06-07 2016-10-12 东北特钢集团大连特殊钢有限责任公司 Sxq550d-z35固定导叶用锻造厚板的制造方法
CN105908096A (zh) * 2016-06-19 2016-08-31 贵州高峰石油机械股份有限公司 一种低碳多元微合金化多用途高强韧性结构钢
CN105950997B (zh) * 2016-06-24 2018-03-23 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种高韧性高强度厚钢板及其生产方法
JP6583374B2 (ja) * 2016-09-28 2019-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
KR102250916B1 (ko) * 2017-03-13 2021-05-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 강판 및 내마모 강판의 제조 방법
CN107460406A (zh) * 2017-08-22 2017-12-12 太原科技大学 中碳高韧性超高强度特质钢及其生产方法
CN107988565B (zh) * 2017-11-28 2019-09-27 钢铁研究总院 一种高强韧性高淬透性高速车轴钢及其热处理方法
EP3514253B1 (en) * 2018-01-23 2020-10-14 SSAB Technology AB Hot-rolled steel & method for manufacturing hot-rolled steel
CN110295313B (zh) * 2018-03-21 2021-09-17 宝山钢铁股份有限公司 一种耐低温高强高韧油套管及其制造方法
CN108914007B (zh) * 2018-08-10 2020-11-06 宝武集团鄂城钢铁有限公司 一种低碳低合金的低屈强比高性能桥梁用钢板及其制造方法
CN112011727A (zh) 2019-05-28 2020-12-01 宝山钢铁股份有限公司 超高强低温韧性钢、超高强低温韧性棒材及其制造方法
CN112143960B (zh) * 2019-06-28 2022-01-14 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度低屈强比的钢板及其制造方法
CN110819878B (zh) * 2019-10-23 2021-10-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种***复合用具备优良低温韧性钢板及其生产方法
CN113322420A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法
CN111996446B (zh) * 2020-08-03 2021-10-22 鞍钢股份有限公司 一种基于界面控制的高延伸冷轧镀锌钢带及其生产方法
CN112048665B (zh) 2020-08-17 2022-03-22 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种极地海洋工程用钢板及其制备方法
CN112267069B (zh) * 2020-09-30 2022-03-29 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 2100MPa级镀锌钢丝用盘条及其制造方法
CN112647019B (zh) * 2020-12-10 2022-03-11 安阳钢铁股份有限公司 一种不同强度级别低屈强比钢的制造方法
CN115478210B (zh) * 2021-05-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级高强度自强韧防护钢板及其制造方法
CN114032459B (zh) * 2021-10-27 2022-10-11 北京科技大学烟台工业技术研究院 一种屈服强度690MPa级高强韧性低屈强比中厚钢板的制备方法
CN114277231B (zh) * 2021-11-19 2023-12-05 铃木加普腾钢丝（苏州）有限公司 电动尾门油淬火钢丝在线去氢工艺
CN116162849A (zh) * 2021-11-25 2023-05-26 宝山钢铁股份有限公司 一种油缸管及其制造方法
CN114058964A (zh) * 2021-11-30 2022-02-18 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 一种高速车轴用钢及其热处理方法和生产方法
CN114959475A (zh) * 2022-05-27 2022-08-30 广州市聚隆通用设备制造有限公司 一种具备高屈服强度的桥梁用槽钢及其制备方法
CN115386791B (zh) * 2022-07-13 2023-06-16 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种微合金化高强度可焊接复合稳定杆扭簧用扁钢及其制造方法
CN115961129A (zh) * 2022-12-26 2023-04-14 无锡派克新材料科技股份有限公司 一种提高高强度焊接结构钢低温冲击性能的工艺

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009242841A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP2010047805A (ja) * 2008-08-22 2010-03-04 Jfe Steel Corp 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
CN102471849A (zh) * 2009-07-30 2012-05-23 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN102534423A (zh) * 2012-02-29 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 高强度钢板及其制造方法
RU2459883C2 (ru) * 2007-10-30 2012-08-27 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Стальная труба с высокой расширяемостью и способ ее изготовления
WO2012141265A1 (ja) * 2011-04-13 2012-10-18 新日本製鐵株式会社 局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
CN102747303A (zh) * 2012-06-29 2012-10-24 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法
WO2012161248A1 (ja) * 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59166621A (ja) * 1983-03-11 1984-09-20 Nippon Steel Corp 高靭性高張力鋼の製造法
JP3003451B2 (ja) * 1992-03-11 2000-01-31 日本鋼管株式会社 加工性および溶接性に優れた耐摩耗鋼
JPH09165646A (ja) * 1995-12-15 1997-06-24 Nkk Corp 母材及び大入熱ｈａｚの低温靱性に優れた低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材
JPH09227988A (ja) 1996-02-27 1997-09-02 Nippon Steel Corp 溶接部の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板とその製造方法
JP4132178B2 (ja) * 1998-02-18 2008-08-13 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法
FR2847272B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP2004300474A (ja) * 2003-03-28 2004-10-28 Jfe Steel Kk 耐摩耗鋼およびその製造方法
JP2006203118A (ja) 2005-01-24 2006-08-03 Sumitomo Bakelite Co Ltd フレキシブルプリント配線板
JP4396851B2 (ja) * 2005-03-31 2010-01-13 住友金属工業株式会社 冷間加工後の塑性変形能に優れた高張力鋼およびその製造方法
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
JP4396852B2 (ja) * 2005-03-31 2010-01-13 住友金属工業株式会社 火災後の強度健全性に優れた建築構造用高張力鋼
JP2007009325A (ja) * 2005-05-30 2007-01-18 Jfe Steel Kk 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
JP5124988B2 (ja) * 2005-05-30 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
CN100430507C (zh) 2005-08-31 2008-11-05 宝山钢铁股份有限公司 700MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法
BRPI0617763A2 (pt) 2005-10-24 2011-08-02 Exxonmobil Upstream Res Co aço de fase dupla de resistência elevada com razão de deformação baixa, alta dureza e capacidade de fundição superior
CN100439545C (zh) 2006-03-27 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 800MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法
JP2009122841A (ja) 2007-11-13 2009-06-04 Ricoh Co Ltd 画像一覧イメージ構築装置、記録媒体及び画像形成装置
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009235549A (ja) * 2008-03-28 2009-10-15 Jfe Steel Corp 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法
EP2267177B1 (en) 2008-09-17 2013-01-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel plate and producing method therefor
JP5354164B2 (ja) * 2008-12-09 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
CN101775545B (zh) * 2009-01-14 2011-10-12 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN101629476B (zh) * 2009-08-05 2012-05-23 天津钢管集团股份有限公司 耐-40～-80℃低温的高强高韧性石油套管
CN102191438A (zh) * 2010-03-18 2011-09-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高压无缝气瓶用钢板及其制造方法
JP5655356B2 (ja) * 2010-04-02 2015-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温焼戻脆化割れ性に優れた耐摩耗鋼板
JP5845674B2 (ja) 2010-07-16 2016-01-20 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
CN102161148B (zh) * 2011-02-22 2014-06-04 中国石油天然气集团公司 一种x90钢级弯管和管件的制备方法
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
JP5910168B2 (ja) * 2011-09-15 2016-04-27 臼井国際産業株式会社 Ｔｒｉｐ型２相マルテンサイト鋼及びその製造方法とそのｔｒｉｐ型２相マルテンサイト鋼を用いた超高強度鋼製加工品
CN102560272B (zh) * 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
CN102534416B (zh) * 2012-01-05 2014-03-12 莱芜钢铁集团有限公司 一种载货列车连接件用钢及其制备方法
CN102747272B (zh) * 2012-08-01 2014-08-27 攀枝花贝氏体耐磨管道有限公司 一种b-p-t钢管及制备方法
CN103060715B (zh) 2013-01-22 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2459883C2 (ru) * 2007-10-30 2012-08-27 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Стальная труба с высокой расширяемостью и способ ее изготовления
JP2009242841A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP2010047805A (ja) * 2008-08-22 2010-03-04 Jfe Steel Corp 大入熱溶接部の靭性および脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
CN102471849A (zh) * 2009-07-30 2012-05-23 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2012141265A1 (ja) * 2011-04-13 2012-10-18 新日本製鐵株式会社 局部変形能に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
WO2012161248A1 (ja) * 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN102534423A (zh) * 2012-02-29 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 高强度钢板及其制造方法
CN102747303A (zh) * 2012-06-29 2012-10-24 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
AU2013375524A1 (en) 2015-08-13
CN103060715A (zh) 2013-04-24
US10801090B2 (en) 2020-10-13
JP2016509130A (ja) 2016-03-24
CN103060715B (zh) 2015-08-26
KR102357132B1 (ko) 2022-01-28
KR20150109462A (ko) 2015-10-01
RU2015136606A (ru) 2017-09-26
WO2014114159A1 (zh) 2014-07-31
AU2013375524B2 (en) 2018-04-05
EP2949775B1 (en) 2020-01-22
EP2949775A1 (en) 2015-12-02
JP6792946B2 (ja) 2020-12-02
US20150354040A1 (en) 2015-12-10
ZA201505173B (en) 2020-02-26
EP2949775A4 (en) 2016-09-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2682074C2 (ru) Высокопрочная стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и способ ее производства
JP6563510B2 (ja) 低温衝撃靱性に優れた低降伏比高強靭厚鋼板及びその製造方法
CA2962472C (en) High-toughness hot-rolled high-strength steel with yield strength of grade 800 mpa and preparation method thereof
KR101205144B1 (ko) 건축구조용 ｈ형강 및 그 제조방법
JP7441858B2 (ja) 鋼、棒鋼およびそれらの製造方法
KR101758484B1 (ko) 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
CA3047958C (en) High-strength steel material having enhanced resistance to brittle crack propagation and break initiation at low temperature and method for manufacturing same
RU2711698C2 (ru) Высокопрочная стальная полоса и способ ее производства
KR100840287B1 (ko) 잔류 오스테나이트와 ｈｃｐ 마르텐사이트 조직이 혼합된복합조직강 및 그의 열처리 방법
KR20190076758A (ko) 저온에서의 내파괴 특성이 우수한 극지 환경용 고강도 강재 및 그 제조방법
JP2022510214A (ja) 冷間加工性及びｓｓｃ抵抗性に優れた超高強度鋼材及びその製造方法
KR101318227B1 (ko) 구리를 함유한 복합 베이나이트계 강재 및 그 제조방법
KR101465088B1 (ko) 저온 인성이 우수한 저탄소 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101317275B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강판
KR20140141839A (ko) 압력용기용 강재 및 그 제조 방법
JP5423309B2 (ja) 海洋構造物用厚鋼板およびその製造方法
KR101246272B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR100723202B1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 저항복비 라인파이프 강재및 그 제조방법
JP7395750B2 (ja) 構造用鋼材及びその製造方法
KR20210037112A (ko) 고강도 구조용 강재
KR20210079849A (ko) 내 황화물 응력균열 저항성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법