UA71942C2 - High-strength austenite-aged steel sheet with a high tensile strength at cryogenic temperatures and a method for producing thereof - Google Patents

High-strength austenite-aged steel sheet with a high tensile strength at cryogenic temperatures and a method for producing thereof Download PDF

Info

Publication number
UA71942C2
UA71942C2 UA2001075099A UA2001075099A UA71942C2 UA 71942 C2 UA71942 C2 UA 71942C2 UA 2001075099 A UA2001075099 A UA 2001075099A UA 2001075099 A UA2001075099 A UA 2001075099A UA 71942 C2 UA71942 C2 UA 71942C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
steel
fine
austenite
temperature
Prior art date
Application number
UA2001075099A
Other languages
English (en)
Original Assignee
Exxonmobil Upstream Res Co
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 Exxonmobil Upstream Res Co filed Critical Exxonmobil Upstream Res Co
Publication of UA71942C2 publication Critical patent/UA71942C2/uk

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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • 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
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Description

Опис винаходу
Цей винахід відноситься до листів з надміцних, зварюваних низьколегованих сталей з чудовою в'язкістю при 2 кріогенних температурах, як в основному листі, так і в зоні теплового впливу (НА) при зварюванні. Крім того, цей винахід відноситься до способу одержання таких сталевих листів.
У наступному далі описі визначені різні терміни. Для зручності тут приведений Словник термінів, безпосередньо попередній формулі винаходу.
Часто виникає необхідність у збереженні і транспортуванні летких рідин, що знаходяться під тиском, при 70 кріогенних температурах, тобто, при температурах нижче приблизно -40"С. Наприклад, існує потреба в резервуарах для збереження і транспортування зрідженого природного газу (РІ МО), що знаходиться під тиском, при тиску в широкому діапазоні приблизно від 1035 до 7590кПа і при температурі в діапазоні приблизно від -123 до -627"С. Існує також потреба в контейнерах для безпечного й економічного збереження і транспортування інших летких рідин з високим тиском пари, таких як метан, етан і пропан, при кріогенних температурах. Для таких 72 резервуарів необхідно розробити зварювану сталь, причому сталь повинна мати відповідну міцність для протистояння тиску рідини і відповідну в'язкість для запобігання виникнення руйнування, тобто, випадку руйнування в умовах роботи, як в основній сталі, так і в НА7.
Температура в'язко-крихкого переходу (ОВТ) характеризує два режими руйнування в конструкційних сталях.
При температурах нижче ОВТТ існує тенденція руйнування сталі шляхом низькоенергетичного розчіплювального (крихкого) зламу, тоді як при температурах вище ОВТТ існує тенденція руйнування сталі шляхом високоенергетичного в'язкого зламу. Зварювані сталі, використовувані для виготовлення контейнерів для збереження і транспортування з застосуванням при згаданих вище кріогенних температурах і для інших видів експлуатації в умовах несення навантажень і при кріогенних температурах, повинні мати величини ОВТТ істотно нижче температури експлуатації як у основної сталі, так і в НА/7, щоб уникнути низькоенергетичнкого с розчіплювального зламу. Ге)
Нікель-утримуючі сталі, звичайно використовувані для конструкційних застосувань при кріогенних температурах, наприклад, сталі зі вмістом нікелю більш приблизно З95ваг., мають низькі значення ОВТТ, але також мають відносно низьку міцність на розрив. Як правило, сталі що поставляються промисловістю з З3,59о5ваг.
Мі, 5,59оваг. Мі і 9Уоваг. Мі мають значення ОВТТ приблизно - 1007, -1557С та -1757С відповідно, і міцності с на розрив приблизно аж до 485МПа, 620МПа і 830МПа, відповідно. Для досягнення таких сполучень міцності і «Її в'язкості ці сталі звичайно піддають дорогій обробці, наприклад, подвійному відпалу. У випадку застосувань при кріогенних температурах в індустрії в даний час використовують такі випускаємі промислово о нікель-утримуючі сталі завдяки їх гарній в'язкості при низьких температурах, однак, повинні враховувати їх «-- відносно низькі величини міцності на розрив. При проектуванні звичайно вимагаються надмірні товщини сталей для застосувань в умовах навантажень і кріогенних температур. У такий спосіб, при використанні цих - нікель-утримуючих сталей в умовах несення навантажень та кріогенних температур існує тенденція до дорожчання через високу вартість сталі в сполученні з необхідними товщинами сталі.
З іншого боку, деякі низько- та середньовуглецеві високоміцні низьколеговані (НА) сталі, що « випускаються промислово та відповідають стану техніки, наприклад, А151 4320 чи 4330 мають потенціал для З 50 одержання підвищених величин міцності на розтягнення (наприклад, більш приблизно 830МПа) при низькій с вартості, але мають недолік, у зв'язку з відносно високими значеннями ОВТТ в основному і особливо в зоні
Із» (НА) теплового впливу зварювання. Як правило, у даних сталей існує тенденція до погіршення зварюваності і низькотемпературної в'язкості в міру збільшення міцності на розрив. З цієї причини існуючі в даний час НБЗІ А сталі, що випускаються промислово та відповідають даному рівню техніки, не беруть до уваги для застосувань при кріогенних температурах. Висока величина ОВТТ у НА/7 цих сталей звичайно зв'язана з утворенням 7 небажаних мікроструктур, що утворюються через термоциклування при зварюванні в грубозернистих зонах НА7, - що нагріваються в міжкритичному діапазоні, тобто, НА7, що нагріваються до температури приблизно від температури перетворення Ас я приблизно до температури перетворення Ас з. (Визначення температур о перетворень Асі і Асз дивіться в Словнику термінів). ОВТТ значно зростає зі збільшенням розміру зерен і «їз» 20 окрихчуванням складових мікроструктури, таких як острівці мартенситу-аустеніту (МА) у НА/7. Наприклад, ОВТТ для НА?7 у відповідної рівню техніки сталі НІ БА трубопроводу Х100 для транспортування нафти і газу є вище із приблизно -507С. В галузях збереження і транспортування енергії існують значні стимули до розробки нових сталей, що сполучать властивості низькотемпературної в'язкості згаданих вище нікель-утримуючих сталей з високою міцністю і низькою вартістю НІ ЗА, що промислово випускаються і у той же час забезпечують також 29 чудову зварюваність і необхідний потенціал товстих переризів, тобто, здатність забезпечувати по суті потрібну
ГФ) мікроструктуру і властивості (наприклад, міцність і в'язкість), зокрема, при товщині, рівній чи більше приблизно 25мм. о В випадках некріогенного застосування більшість низько- і середньовуглецевих НІ ЗА сталей, що промислово випускаються та відповідають стану техніки, через їх відносно низку в'язкість при високій міцності або 60 розробляють по частині їхньої міцності, або, як варіант, обробляють до більш низької міцності для одержання прийнятної в'язкості. В галузях технічного застосування такі підходи приводять до збільшення товщини перерізу і, отже, до більш високої ваги компонентів і до значно більш високої вартості, чим якщо би був цілком використаний потенціал високої міцності сталей НІ БА. У деяких критичних випадках застосування, таких як високоякісні шестірні, для підтримки достатньої в'язкості використовують сталі, що містять більш приблизно бо Зорваг. Мі (такі як АІ5І 48ХХ, ЗАЕ 93ХХ і т.д.). Такий підхід веде до істотних витрат, щоб досягти чудової міцності НІЕЗА сталей. Додатковою проблемою, виявленою при використанні стандартних НІ 5А сталей, що промислово випускаються, є водневе розтріскування в НА7, особливо коли використовують зварювання з низьким підведенням тепла.
Існують значні економічні стимули і визначена технічна потреба в низковитратному підвищенні в'язкості при високій і надвисокій міцності у низьколегованих сталей. Зокрема, існує потреба в сталі з помірною вартістю, що має надвисоку міцність, наприклад, міцність на розрив більш приблизно 830МПа, і чудову в'язкість при кріогенних температурах, наприклад, ОВТТ нижче приблизно -62"С, як в основному листі при випробуванні в поперечному напрямку (визначення поперечного напрямку дивіться в Словнику термінів), так і в НА7, для 7/0 Використання в промислових галузях застосування при кріогенних температурах.
Тому, головними цілями цього винаходу є удосконалення технології одержання НІ 5А сталі, що відповідає даному рівню техніки, для застосування при кріогенних температурах у трьох ключових галузях: (ї) зниження
ОВТТ до температури менш приблизно -62"С у основної сталі в поперечному напрямку й у зварюваній НА, (ії) досягнення міцності на розрив більш приблизно 830МпПа і (ії) одержання чудової зварюваності. Іншими цілями 7/5 цього винаходу є досягнення можливості одержання вищезгаданих НІЗА сталей з товстими перерізами, переважно з товщиною, рівною чи больчше 25мм, і забезпечення такого використання сучасних промислових технологій обробки, щоб використання таких сталей у промислових процесах при кріогенних температурах стало економічно здійснене.
Відповідно до наведених вище цілей дійсного винаходу розроблена технологія обробки, у якій сляб з низьколегованої сталі необхідного хімічного складу підігрівають до відповідної температури, потім піддають гарячій прокатці до одержання сталевого листа і швидко охолоджують наприкінці гарячої прокатки шляхом загартування з використанням придатного середовища, такого як вода, до відповідної температури закінчення гартування (О5Т) для одержання мікроструктури, що включає (ї) переважно дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнозернистий бейніт (ЕОВ) чи їхні суміші, і (ії) приблизно аж с ов ДО 1095об'ємн. залишкового аустеніту. ЕОВ в відповідності з дійсним винаходом являє собою конгломерат, що включає як основну по обсязі складову бейнітний ферит (щонайменше, приблизно 509с5ваг.) і частки сумішей і) мартенситу і залишкового аустеніту як менші складові (менш приблизно 509соб'ємн.). Як використано в дійсному винаході, поняття "переважно", переважний" і "основний" усі означають, щонайменше, приблизно 50 об'ємних відсотків, а "менший" означає менш приблизно 5095об'ємн. с зо Що стосується етапів обробки відповідно до дійсного винаходу: у деяких варіантах придатної ОЗТ є температура навколишнього середовища. В інших варіантах придатної ОТ є температура, більш висока, чим - температура навколишнього середовища, а загартування супроводжується відповідним повільним б охолодженням до температури охолоджуючого середовища, як описано далі більш докладно. В одному з варіантів дійсного винаходу після загартування до придатної О5Т сталевий лист повільно охолоджують повітрям (/(-/Я7
Зз5 до температури навколишнього середовища. В іншому варіанті сталевий лист витримують по суті ізотермічно ї- при О5Т протягом приблизно аж до п'яти (5) хвилин з наступним повітряним охолодженням до температури навколишнього середовища. У ще одному варіанті сталевий лист повільно прохолоджують зі швидкістю нижче приблизно 1,0"С/сек протягом приблизно аж до п'яти (5) хвилин з наступним охолодження до температури навколишнього середовища. Як використано в описі дійсного винаходу, загартування відносять до прискореного « охолодження будь-якими засобами, за допомогою яких використовують рідину, обрану за її здатність в с збільшувати швидкість охолодження сталі, на відміну від повітряного охолодження сталі до температури навколишнього середовища. з Сталевий сляб, оброблюваний відповідно до дійсного винаходу, одержують звичайним чином, і в одному з варіантів він включає залізо і наступні легуючі елементи, переважно у вагових діапазонах, наведених нижче в таблиці -І -
Фо й з їз ов о іме)
Іноді в сталь додають хром (Сг), переважно аж до приблизно 1,095 ваг., а більш переважно, приблизно від во 0,2 до 0,бовваг.
Іноді в сталь додають кремній (Зі), переважно аж до приблизно 0,595ваг., більш переважно, приблизно від 0,01 до 0,595ваг., і ще краще, приблизно від 0,05 до 0,195ваг.
У сталі міститься переважно, щонайменше, 195ваг. нікелю. Вміст нікелю в сталі може бути збільшений до більш приблизно Зооваг., якщо потрібно підвищити експлуатаційну якість після зварювання. Вважають, що 65 Додавання кожного 196ваг. нікелю знижує ЮОВТТ сталі приблизно на 107. Вміст нікелю складає краще менш
Зосваг., більш краще, менш приблизно босваг. Вміст нікелю краще зводять до мінімуму, для того, щоб мінімізувати вартість сталі.
Іноді в сталь додають бор (В), краще, аж до приблизно 0,002095ваг., а більш краще, приблизно від 0,006 до 0,00159оваг.
Крім того, у сталі по суті мінімізують домішки. Вміст фосфору (ГР) краще складає менш приблизно 0,0195ваг.
Вміст сірки (5) краще складає менш приблизно 0,0049оваг. Вміст кисню (0) краще складає менш приблизно 0,0029оваг.
Конкретна мікроструктура, одержувана відповідно до дійсного винаходу, залежить як від хімічному складу сляба із низьколегованої сталі, що обробляють, так і від реальних етапів обробки, що чергуються при обробці 7/0 сталі. Наприклад, без обмеження дійсного винаходу деякими конкретними мікроструктурами, що одержують, є наступні. В одному варіанті одержують переважно мікрошарувату мікроструктуру, що включає дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнокристалічний нижній бейніт чи їх суміші, і приблизно аж до 10956 об'ємн., тонких шарів залишкового аустеніту, краще приблизно від 1 до БоОбоб'ємн., тонких шарів залишкового аустеніту. Інші складові в даному варіанті включають дрібнозернистий бейніт (ЕОВ), полігональний 7/5 ферит (РЕ), деформований ферит (ОБР), голчастий ферит (АР), верхній бейніт (ОВ), деградований верхній бейнит (ПИВ) ії т.п., усі добре відомі фахівцям у даній галузі техніки. Даний варіант звичайно забезпечує міцність на розрив, що перевищує приблизно 930МПа. У ще одному варіанті цього винаходу після загартування до О51т, а потім відповідного повільного охолодження до температури навколишнього середовища сталевий лист має мікроструктуру, що включає переважно ЕОВ. Інші складові, котрі входять у мікроструктуру, можуть включати 2о дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнокристалічний нижній бейніт /залишковий аустеніт (КА), РЕ,
ОР, АРЕ, СОВ, БІВ і т.д. Даний варіант звичайно забезпечує міцність на розрив на нижньому діапазоні дійсного винаходу, тобто, міцність на розрив приблизно 830МПа чи більш. Як більш докладно описано тут, величина Ме, показник, обумовлений хімічним складом сталі (як далі описано тут і в Словнику термінів)/ також впливає на міцність і потенціал товстих переризів, а також на мікроструктуру сталей відповідно до дійсного винаходу. сч
Крім того, відповідно до наведених вище цілей цього винаходу, сталі, оброблювані відповідно до цього винаходу, особливо підходять для багатьох галузей застосування при кріогенних температурах, при цьому сталі і) мають наступні характеристики, переважно, без обмеження цим дійсного винаходу, для товщини сталевого листа приблизно 25мм і більш: () ОВТТ нижче приблизно -62"С, переважно нижче приблизно -73"С, краще, нижче приблизно -1007С и ще краще, нижче приблизно -123"С у основної сталі в поперечному напрямку й у НА7 с зо зварювання, (ії) міцність на розрив більш приблизно 830МПа, краще більш приблизно 860МПа, більш; краще більш приблизно 900МПа і ще краще, більш приблизно 1000МПа, (ії) чудова зварюваність і (ім) підвищена - в'язкість у порівнянні зі стандартними Н5БІ А сталями, що випускаються промислово. Ге!
Переваги дійсного винаходу будуть більш зрозумілі при ознайомленні з наступним далі докладним описом і прикладеними кресленнями, на яких: --
На Фіг1А наведена схема перетворень при безупинному охолодженні (ССТ), що показує, як у процесі ї- старіння аустеніту згідно із цим винаходом одержують мікрошарувату мікроструктуру в сталі відповідно до дійсного винаходу;
На. Фіг1В наведена схема перетворень при безупинному охолодженні (ССТ), що показує, як у процесі старіння аустеніту згідно із цим винаходом одержують мікроструктуру РОВ у сталі відповідно до дійсного « Винаходу; шщ с На Фіг.2А (попередній стан техніки) наведена ілюстративна схема, що показує поширення розщепленої . тріщини через границі пластинок у змішаній мікроструктурі нижнього Сбейніту і мартенситу в звичайній сталі; и?» На Фіг.2В наведена ілюстративна схема, що показує звивистий шлях тріщини завдяки присутності фази залишкового аустеніту в мікрошаруватій мікроструктурі в сталі відповідно до дійсного винаходу;
На Фіг.2С наведена ілюстративна схема, що показує звивистий шлях тріщини в мікроструктурі ОВ у сталі -І відповідно до дійсного винаходу;
На Фіг.ЗА наведена ілюстративна схема розміру аустенітних зерен у сталевому слябі після підігріву - відповідно до дійсного винаходу;
Ге) На. Фіг.3В наведена ілюстративна схема попереднього розміру (дивіться Словник термінів) аустенітних зерен 5р У сталевому слябі після гарячої прокатки в температурному діапазоні, у якому відбувається рекристалізація ве аустеніту, але перед гарячою прокаткою в температурному діапазоні, у якому не відбувається рекристалізації
Ге аустеніту, відповідно до цього винаходу;
На. Фіг.3С наведена ілюстративна схема подовженої млинчастої структури в аустеніті з ефективним розміром дуже тонких зерен у напрямку упоперек товщини сталевого листа по завершенні прокатки в режимі ТМСР відповідно до цього винаходу;
На Фіг4 наведена отримана на трансмісійному електронному мікроскопі фотографія, що виявляє
Ф) мікрошарувату мікроструктуру в сталевому листі, позначеному як АЗ у таблиці ІЇ нижче; і ка На Фіг.5 наведена отримана на трансмісійному електронному мікроскопі фотографія, що виявляє мікроструктуру ОВ в сталевому листі, позначеному як А5 у таблиці ІЇ нижче. во Хоча дійсний винахід описаний нижче з посиланням на його кращі варіанти, повинно бути зрозуміло, що винахід не обмежений цим. Навпроти, винахід передбачає охопити всі альтернативи, модифікації і варіанти, що можуть підпадати під суть і сферу домагань винаходу, як визначено прикладеною формулою винаходу.
Дійсний винахід відноситься до розробки нових Н5ГА сталей, що задовольняють описаним вище потребам.
Винахід заснований на новому сполученні хімічного складу сталей і технології обробки для одержання як б5 властивого від природи, так і обумовленого мікроструктурою в'язкого поводження для зниження ОВТТ, а також для підвищення в'язкості при високих величинах міцності на розрив. Властивого від природи в'язкого поводження досягають обгрунтованим балансом критичних легуючих елементів у сталі, як докладно наведено в даному описі. Обумовлене мікроструктурою в'язке поводження є результатом одержання ефективного розміру дуже дрібних зерен, а також активуванням мікрошаруватої мікроструктури.
Ефективний розмір дрібних зерен відповідно до цього винаходу одержують двома шляхами. По-перше, використовують обробку в режимі термомеханічної контрольованої прокатки (ТМСР) як докладно описано нижче, для одержання в аустеніті структури з тонкими млинчастими зернами по закінченні прокатки у режимі ТМСОСР. Це є важливим першим етапом здрібнювання мікроструктури відповідно до цього винаходу. По-друге, подальшого здрібнювання млинчастих зерен аустеніту досягають завдяки перетворенню млинчастих зерен аустеніту в 7/0 прошарки мікрошаруватої структури, РОВ чи їх сумішей. Як використано в описі дійсного винаходу, поняття "ефективний розмір зерен" відноситься до середньої товщини млинчастих аустенітних зерен по завершенні прокатки в режимі ТМОСР відповідно до дійсного винаходу і до середньої ширини чи прошарків до середнього розміру зерен по закінченні перетворення млинчастих зерен аустеніту в прошарки мікрошаруватої структури або
ЕСВ, відповідно. Як далі описано нижче, ШО" на ФігЗС ілюструє товщину млинчастих зерен аустеніту по 7/5 Закінченні прокатки в режимі ТМСР відповідно до дійсного винаходу. Прошарки утворяться усередині млинчастиьіх зерен аустеніту. Ширина млинчастого зерна на кресленнях не показана. Такий комплексний підхід забезпечує одержання дуже ефективного розміру дрібних зерен, особливо в напрямку поперек товщини іншого листа відповідно до дійсного винаходу.
Далі, як показано на Фіг.28, у сталі, що має переважно мікрошарувату мікроструктуру відповідно до цього го винаходу, переважно мікрошарувата мікроструктура містить пластинки, що чергуються 28 або дрібнокристалічного нижнього бейніту, або дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу, або їх сумішей, і тонкі шари 30 залишкового аустеніту. Краще, середня товщина тонких плівок ЗО залишкового аустеніту складає менш приблизно 109оваг. від середньої товщини пластинок 28. Ще краще, середня товщина тонких плівок З0 залишкового аустеніту складає менш приблизно 1Онм, а середня товщина пластинок 28 складає приблизно с 0,2мкм. Дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит і дрібнокристалічний нижній бейніт присутні в прошарках усередині млинчастих аутенітних зерен, що складаються з декількох однаково орієнтованих пластинок. Як і) правило, усередині млинчастого зерна мається більш одного прошарку, а сам прошарок складається приблизно з 5-8 пластинок. Ширина прошарку представляє ефективний розмір зерна в даних структурах, і вона значно впливає на опір розчіп'лювальному руйнуванню і на ОВТТ, причому чим тонше ширина прошарку, тим нижче с зо одержують ОВТ. Відповідно до дійсного винаходу краща середня ширина складає менш приблизно 5мкм, а краще, менш приблизно Змкм, і ще краще менш приблизно 2мкм. (Визначення поняття "висококутова границя" - дивіться в Словнику термінів). Ге!
Далі, на Фіг.2С схематично зображена мікроструктура ЕОВ, яка може бути або переважною, або меншою за обсягом складової сталей відповідно до дійсного винаходу. Відповідно до дійсного винаходу ЕВ являє собою -- зв Конгломерат, що включає бейнітний ферит 21 як основну складову і частки сумішей мартенситу і залишкового ї- аустеніту 23 як менші за об'ємом складові. У відповідності з дійсним винаходом ЕОВ має дуже дрібний розмір зерен, що відповідає середній ширині прошарків описаної вище мікроструктури дрібнозернистого пластинчастого мартенситу і дрібнозернистого нижнього бейніту. ЕОВ може утворюватися в сталях відповідно до дійсного винаходу в процесі загартування до ОТ і/або протягом ізотермічної витримки при О5Т і/або повільного « охолодження від О5Т, особливо в центрі товстого, х225мм, колисумарне легування сталі є низьким і/або якщо з с сталь не містить достатньої кількості "ефективного" бора, тобто, коли бор не зв'язаний в оксиді і/або в й карбіді. У даних прикладах, і в залежності від швидкості охолодження в процесі загартування і від сумарного и? хімічного складу сталі, ЕОВ може утворюватися або як менша за обсягом, чи як основна складова. У відповідності із дійсним винаходом кращий середній розмір ЕОВ складає менш приблизно Змкм, краще, менш приблизно 2мкм, ще краще, менш приблизно мкм. Сусідні зерна бейнітного фериту 21 утворять висококутові -і границі 27, у яких границя зерна розділяє два сусідніх зерна, чиї кристалографічні орієнтації розрізняються щщ приблизно більш, ніж на 15", завдяки чому границі діють цілком ефективно при відхиленні тріщини і збільшенні звивистості тріщини. (Визначення "висококутові границі" дивіться в Словнику термінів). У БОВ згідно цьому (Те) винаходу мартенсит є краще низьковуглецевим («0,49оваг.), зсувного типу, при малій кількості або без двійників і містить диспергований залишковий аустеніт. Такий мартенсит/залишковий аустеніт сприятливі для те в'язкості й ОВТТ. Об'ємний вміст цих менших за обсягом складових в ЕОВ відповідно до дійсного винаходу може з змінюватися в залежності від складу сталі і її обробки, але складає менш приблизно 4095об'ємн., краще, менш приблизно 2095об'ємн., і ще краще, менш приблизно 109соб'ємн. ЕОВ. Частки мартенсит/залишковий аустеніт у
ЕОВ ефективні для забезпечення додаткового відхилення тріщини і її звивистості усередині ЕОВ, подібно описаному вище для варіанта мікрошаруватої мікроструктури. Міцність ОВ в відповідності з дійсним винаходом, що по оцінках повинна складати приблизно від 690 до 760МПа, є значно нижче, ніж у дрібнокристалічного іФ) пластинчастого мартенситу або дрібнокристалічного нижнього бейніту, що може бути, у залежності від змісту ко вуглецю в сталі, більш приблизно 930МпПа. У дійсному винаході було виявлено, що при вмісті вуглецю в сталях приблизно від 0,030 до 0,06595ваг., кількість ЕВ (усереднене по товщині) у мікроструктурі краще обмежити до бо менш приблизно 409соб'ємн., для того щоб міцність листа перевершила приблизно 930МПа.
Старіння аустеніту використане в дійсному винаході для полегшення утворення мікрошаруватої мікроструктури за рахунок сприяння збереженню необхідних тонких прошарків залишкового аустеніту при температурах навколишнього середовища. Як відомо фахівцям у даній області техніки, старіння аустеніту є процесом, у якому старіння аустеніту підвищують за рахунок відповідної термічної обробки перед його б5 перетворенням у нижній бейнит і/або мартенсит. У дійсному винаході для сприяння старінню аустеніту використовують загартування сталевого листа до придатної О5Т, наступного повільного охолодження на навколишньому повітрі або за допомогою інших засобів повільного охолодження, описаних вище, до температури навколишнього середовища. У даній області техніки відомо, що старіння аустеніту сприяє термічній стабілізації аустеніту, яка у свою чергу приводить до збереження аустеніту, коли сталь згодом охолоджують до температур навколишнього середовища і нижче. Сполучення унікального хімічному складу і технології обробки відповідно до дійсного винаходу при достатньому часі витримки на початку бейнітного перетворення після закінчення загартування дозволяє одержати, у процесі відповідного старіння аустеніту протягом витримки, тонкі прошарки аустеніту в мікрошаруватій мікроструктурі. Наприклад, як можна бачити на Фіг.1А, в одному варіанті сталь, оброблювану відповідно до дійсного винаходу, піддають контрольованій прокатці 2 у зазначених 7/0 температурних діапазонах (як описано нижче більш докладно); потім сталь піддають загартуванню 4 від точки 6 початку загартування, поки загартування не припиняють у точці 8 (тобто ОТ) закінчення загартування. Після закінчення загартування в точці 8 (0571) припинення загартування, () у одному варіанті сталевий лист витримують по суті ізотермічно при ОТ протягом періоду часу, краще аж до 5хв., а потім охолоджують на повітрі до температури навколишнього середовища, як показано пунктирною лінією 12, (ії) в іншому варіанті сталевий лист повільно охолоджують від ОЗТ зі швидкістю нижче приблизно 1,0"С/сек протягом аж до 5хв., перед тим, як сталевий лист охолоджують до температури навколишнього середовища, як показано штрихпунктирною лінією 11, (її) у ще одному варіанті можна дати сталевому листу охолонути на повітрі до температури навколишнього середовища, як показано точковою лінією 10. У кожнім з різних варіантів обробки залишаються тонкі прошарки аустеніту після утворення пластинок нижнього бейніту в області 14 нижнього 2о бейніту і пластинок мартенситу в області 16 мартенситу. Область 18 верхнього бейніту й область 19 фериту/перліту краще по суті мінімізовані чи виключені. Як можна бачити на Фіг.1В, в іншому варіанті сталь, оброблювану у відповідності з дійсним винаходом, тобто, сталь іншого хімічного складу, чим у сталі, обробка якої наведена на Фіг1А, піддають контрольованій прокатці 2 у зазначених температурних діапазонах (як описано нижче більш докладно); потім сталь піддають загартуванню 4 від точки б початку загартування, поки сч об Загартування не припиняють у точці 8 (тобто О5Т)закінчення загартування. Після закінчення загартування в точці 8 (0571) припинення загартування, () в одному, варіанті сталевий лист витримують власне кажучи і) ізотермічно при О5Т протягом періоду часу, краще аж до 5хв., а потім охолоджують на повітрі до температури навколишнього середовища, як показано пунктирною лінією 12, (її) у другому варіанті сталевий лист повільно охолоджують від О5Т зі швидкістю нижче приблизно 1,0"С/сек протягом аж до 5хв., перед тим, як сталевий лист с зо охолоджують до температури охолоджуючого середовища, як показано штрих-пунктирною лінією 11, (ії) У ще одному варіанті можна дати сталевому листу охолонути на повітрі до температури навколишнього середовища, - як показано точковою лінією 10. У кожнім з варіантів ЕВ утвориться в області 17 ЄСВ перед утворенням Ге! пластинок нижнього бейніту в області 14 нижнього бейніту і пластинок мартенситу в області 16 мартенситу.
Область верхнього бейніту (не показана на Фіг.18) і область 19 фериту/перліту власне кажучи мінімізовані чи (87 виключені. У сталях відповідно до дійсного винаходу підвищення старіння аустеніту відбувається завдяки новому ї- сполученню хімічного складу сталей і технології обробки, наведеним у даному описі.
Складові бейніту і мартенситу і фаза залишкового аустеніту мікрошаруватої мікроструктури обрані для використання підвищених показників міцності дрібнокристалічного нижнього бейніту і дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу і підвищеного опору залишкового аустеніту зламу розчіпленням. Мікрошарувата «
Мікроструктура оптимізована по суті для максимального збільшення звивистості шляху тріщини, що підвищує тим сплю) с самим опір поширенню тріщини для одержання значної в'язкості, обумовленої мікроструктурою.
Менші за обсягом складові ОВ в відповідності з дійсним винаходом, а саме, частки мартенсит/залишковий ;» аустеніт, діють багато в чому однаковим образом, як описано вище у відношенні мікрошаруватої структури для одержання підвищеного опору поширенню тріщини. Крім того, в ЕОВ поверхні поділу бейнітний ферит/бейнітний ферит і поверхні поділу часток мартенсит-залишковий аустеніт/бейнітний ферит є висококутовими межами, які -І дуже ефективно підвищують звивистість тріщини і, тим самим, опір поширенню тріщини.
Відповідно до викладеного вище, розроблений спосіб одержання надміцного сталевого листа, що має - мікроструктуру, що включає переважно дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнокристалічний нижній
Ге) бейніт, РОВ чи їхні суміші, причому згаданий спосіб включає етапи: (а) нагрівання сталевого сляба до 5р температури підігріву досить високої, щоб (ї) по суті гомогенізувати сталевий сляб, (ії) розчинити по суті ве всі карбіди і карбонітриди ніобію і ванадію в сталевому слябі і (ії) утворити дрібні первинні зерна
Із аустеніту в сталевому слябі; (б) обтиснення сталевого сляба для формування сталевого листа, в одному чи декількох проходах гарячої прокатки в першому температурному діапазоні, у якому відбувається рекристалізація аустеніту; (с) подальшого обтиснення сталевого листа в одному чи декількох проходах гарячої прокатки в ов другому температурному діапазоні нижче приблизно температури Ту і вище приблизно температури перетворення Аз; (4) загартування сталевого листа зі швидкістю охолодження, щонайменше, 10"С/сек до
Ф) температури припинення загартування (057) нижче приблизно 550"С, а краще вище приблизно 100"С, і ще ка краще нижче приблизно температури перетворення Ме плюс 100" і вище приблизно температури перетворення
М», і (є) припинення згаданого загартування. О5Т також може бути нижче температури перетворення М 5. У бо цьому випадку явище старіння аустеніту, як описано вище, ще може бути застосоване до аустеніту, який залишається після часткового перетворення в мартенсит при О5Т. В іншому випадку О5Т може бути температурою навколишнього середовища або нижче, при якій деяке старіння аустеніту ще може відбуватися в процесі загартування до такої О5Т. В одному варіанті спосіб відповідно до дійсного винаходу крім того включає етап, який допускає охолодження на повітрі сталевого листа до температури охолоджуючого середовища від 65 О5Т. В іншому варіанті спосіб відповідно до цього винаходу крім того включає етап витримки сталевого листа власне кажучи ізотермічно при О5Т протягом аж до 5бхв. перед тим, як дати сталевому листу охолонути на повітрі до температури навколишнього середовища. У ще одному варіанті спосіб відповідно до дійсного винаходу, крім того включає етап повільного охолодження сталевого листа від О5Т при швидкості нижче приблизно 1,0/сек протягом аж до 5хв. перед тим, як дати сталевому листу охолонути на повітрі до температури, навколишнього середовища. Така обробка полегшує перетворення в сталевому листі в мікроструктуру переважно дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу/дрібнокристалічного нижнього бейніту, РОВ чи їхніх сумішей. (Визначення температури Ті температур перетворень А;з і Ме дивіться в Словнику термінів.)
Для одержання високої міцності, вище приблизно 930МПа, і в'язкості при температурі навколишнього середовища і кріогенних температурах, сталь відповідно до цього винаходу краще має переважно 7/0 Мікрошарувату мікроструктуру, що включає дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит чи їхні суміші й аж до приблизно 1096об'ємн. тонких прошарків залишкового аустеніту. Ще краще мікроструктура включає, щонайменше, приблизно від 60 до 8095об'ємн. дрібнокристалічного нижнього бейніту, дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу або їхні суміші Ще краще мікроструктура включає, щонайменше, приблизно ООбвоб'ємн., дрібнокристалічного нижнього бейніту, дрібнокристалічного /5 пластинчастого мартенситу або їхні суміші. Інші компоненти мікроструктури можуть включати залишковий аустеніт (КА), ЕОВ, РЕ, ОРЕ, АР, ОВ, БВ і т.п. При більш низькій міцності, тобто, нижче приблизно 930МПа, але вище приблизно 830МПа, сталь може мати мікроструктуру, що вміщує переважно РОВ. Інші компоненти мікроструктури можуть включати дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, КА, ЕОВ, РЕ, ОР, АР, ОВ, БВ і т.п. Краще по суті мінімізувати утворення охрихчуючих компонентів 2о їДдо менш приблизно 1095об'ємн., краще, менш приблизно бБобоб'ємн., мікроструктури), таких як ОВ, двійникований мартенсит і МА в сталі відповідно до дійсного винаходу.
Один варіант дійсного винаходу включає спосіб одержання сталевого листа, що має мікрошарувату мікроструктуру, що містить приблизно від 2 до 1095 об'єми, тонких прошарків аустеніту і приблизно від 90 до 989боб'ємн. пластинок переважно дрібнокристалічного мартенситу і дрібнокристалічного нижнього бейніту, сч ов причому згаданий спосіб включає етапи: (а) нагрівання, сталевого сляба до температури підігріву досить високої, щоб (ї) по суті гомогенізувати сталевий сляб, (і) розчинити по суті всі карбіди і карбонітриди і) ніобію і ванадію в сталевому слябі і (ії) утворити дрібні первинні зерна аустеніту в сталевому слябі; (Б) обтиснення сталевого сляба для формування сталевого листа, в одному чи декількох проходах гарячої прокатки в першому температурному діапазоні у якому відбувається рекристалізація аустеніту; (с) подальшого с зо обтиснення сталевого листа в одному чи декількох проходах гарячої прокатки в другому температурному діапазоні нижче приблизно температури Ті вище приблизно температури перетворення: Аз; (4) загартування - сталевого листа зі швидкістю охолодження, щонайменше, від 10 до 40"С/сек до температури припинення Ге! загартування ОТ нижче приблизно температури перетворення М» плюс 1007С та вище приблизно температури перетворення М 5; і (є) припинення загартування, причому згадані етапи виконують так, щоб полегшити -- зв перетворення в сталевому листі утворення мікрошаруватої мікроструктури з приблизно від 2 до 109боб'ємн., М тонких прошарків, аустеніту і приблизно від 90 до 989боб'ємн. пластинок переважно дрібнокристалічного мартенситу і дрібнокристалічного нижнього бейніту.
Технологія обробки сталевого сляба (1) Зниження ОВТТ «
Досягнення низької величини ОВТТ, наприклад, нижче приблизно -627"С, у поперечному напрямку основного з с листа й у НА7 є ключовою вимогою при розробці НІ А сталей для застосувань при кріогенних температурах.
Технічна вимога складається в збереженні/збільшенні міцності в сучасній технології обробки НГ А, одночасно ;» при зниженні ОВТТ, особливо в НА/7. У цьому винаході використовують сполучення легування і технологію обробки для зміни як властивого від природи, так і обумовленого мікроструктурою внеску в опір руйнуванню на шляху до отримання низьколегованої сталі з чудовими властивостями при кріогенних температурах в основному -І листі й у НА7, як описано нижче.
У дійсному винаході обумовлене мікроструктурою в'язке поводження використовують для зниження ЮОВТТ - основної сталі. Таке обумовлене мікроструктурою поводження вміщує здрібнювання попереднього розміру
Ге) аустенітних зерен, модифікацію морфології зерен за допомогою обробки в режимі термомеханічної 5р Контрольованої прокатки (ТМСР) і одержання мікроструктури мікрошаруватого і/або дрібнозернистого бейніту ве (ЕОВ) усередині дрібних зерен, причому усі спрямовані на збільшення площі поверхні поділу висококутових
Ге границь на одиницю об'єму в сталевому листі. Як відомо фахівцям у даній галузі техніки, термін "зерно", як його використовують тут, означає окремий кристал в полікристалічному матеріалі, а поняття "границя зерен", як його використовують тут, означає вузьку зону в металі, що відповідає переходу від однієї кристалографічної ов орієнтації до іншої, відокремлюючи тим самим одне зерно від іншого. Поняття "висококутова границя зерен", як його використовують тут, представляє границю зерен, що розділяє два сусідні зерна, кристалографічні
Ф) орієнтації яких відрізняються більш, чим приблизно на 8". Крім того, поняття "висококутова границя чи ка поверхня поділу", як його використовують тут, означає границю чи поверхню поділу, що ефективно діє як висококутова границя зерен, а саме, прагне відхилити тріщину, що поширюється, чи злам і, тим самим, бо викликати виникнення звивистості в траєкторії руйнування.
Внесок ТМСР у сумарну площу висококутових границь на одиницю об'єму, Зу визначається наступним рівнянням: б5
1 1
Би -- (їі ві -) в О0,63 (к - 30) а В де: а являє собою середній розмір аустенітного зерна в гарячекатаному сталевому листі перед прокаткою в температурному діапазоні, у якому не відбувається рекристалізації (попередній розмір аустенітного зерна); 70 К коефіцієнт обтиснення (вихідна товщина сталевого сляба/кінцева товщина сталевого листа); і г зменшення у відсотках товщини сталі при гарячій прокатці в температурному діапазоні, у якому не відбувається рекристалізації аустеніту.
У даній області техніки добре відомо, що в міру зростання Зу сталі ОВТТ зменшується завдяки відхиленню і супровідній їй звивистості траєкторії руйнування у високутових границях. У промисловому використанні ТСМР 75 величину К фіксують при заданій товщині листа, а верхня межа величини г складає як правило 75. При заданій фіксованій величині К та г, Зу власне кажучи можна збільшити тільки за рахунок зменшення й, що очевидно з наведеного вище рівняння. Для зменшення а відповідно до дійсного винаходу використовують мікролегування
ТІ-МЬ у сполученні з практикою оптимізації ТМСР. При однаковій сумарній величині обтиснення в процесі гарячої прокатки/деформації в сталі з початково більш дрібним середнім розміром аустенітних зерен одержать у результаті більш дрібний остаточний розмір аустенітних зерен. Тому, відповідно до дійсного винаходу кількість добавок ТіІ-МЬ оптимізують у процесі використання низького підігріву, одержуючи при цьому бажане уповільнення росту аустенітного зерна в процесі ТМСР. Як показано на Фіг.ЗА, відносно низьку температуру, краще від приблизно 955 до 11007С, використовують для одержання в підігрітому сталевому слябі 32" вихідного середнього розміру С аустенітних зерен менш приблизно 120мкм перед гарячою деформацією. Обробка с відповідно до дійсного винаходу виключає надмірний ріст аустенітного зерна, що є результатом використання о більш високих температур підігріву, а саме, більш приблизно 11007С, у звичайному процесі ТМСР. Щоб активувати динамічну рекристалізацію, що викликається здрібнюванням зерен, використовують високі обтиснення на прохід, більш приблизно 1095, у процесі гарячої прокатки в температурному діапазоні, при якому відбувається рекристалізація аустеніту. Як показано на Фіг.3В, при обробці відповідно до дійсного винаходу с одержують середній розмір попередніх аустенітних зерен Ю" (тобто, 4) менш приблизно 5Омкм, краще, менш «т приблизно ЗОмкм, більш краще, менш приблизно 20Омкм, і ще краще, менш приблизно 1Омкм, у сталевому слябі 32" після гарячої прокатки (деформації) у температурному діапазоні, у якому відбувається рекристалізація б» аустеніту, але перед гарячою прокаткою в температурному діапазоні, у якому рекристалізації аустеніту не «- відбувається. Крім того, для одержання ефективного зменшення розміру зерен у напрямку поперек товщини, виконують високі обтиснення, що краще перевищують у сумі приблизно 7095, у температурному діапазонінижче її приблизно температури Ту але вище приблизно температури перетворення Аг. Як показано на Фіг.3С, ТМСР у відповідності з дійсним винаходом веде до утворення в аустеніті структури з подовженими млинчастими зернами в сталевого листа 32" з дуже дрібним ефективним розміром зерен 0" у напрямку поперек товщини, наприклад, з « ефективним розміром зерен 0" менш приблизно 1Омкм, краще, менш приблизно мкм, і ще краще, менш приблизно 5мкм, і ще більш краще, менш приблизно Змкм, при збільшенні тим самим площі поверхні поділу т с висококутових границь, наприклад, 33 на одиницю об'єму у сталевому листі 32", як повинно бути зрозуміло "» фахівцям у даній галузі техніки. (Визначення поняття "у напрямку поперек товщини" дивіться в Словнику " термінів).
Для мінімізації анізотропії механічних властивостей у цілому і для підвищення в'язкості й ОВТТ у поперечному напрямку бажано звести до мінімуму відношення розмірів млинчастих зерен аустеніту, тобто, і усереднене відношення довжини до товщини млинчастого зерна. Відповідно до дійсного винаходу завдяки - регулюванню параметрів ТМСОСР, як описано вище, відношення розмірів млинчастих зерен підтримують краще менш приблизно 100, більш краще, менш приблизно 75, ще краще, менш приблизно 50, і ще більш краще, менш ре) приблизно 25. їз 50 Трохи більш докладно сталь відповідно до дійсного винаходу одержують шляхом деформування сляба потрібного складу, як описано вище; нагрівання сляба до температури приблизно від 955 до 1100"С, краще,
Із приблизно від 955 до 10657С; гарячої прокатки сляба для одержання сталевого листа за один чи кілька проходів, що забезпечують обтиснення від ЗО до 70956 у першому температурному діапазоні, у якому відбувається рекристалізація аустеніту, тобто, приблизно вище температури Ті подальшої гарячої прокатки сталевого листа за один чи кілька проходів, що забезпечують обтиснення приблизно від 40 до 80-95 у другому
Ге! температурному діапазоні приблизно нижче температури Ті приблизно вище температури перетворення Агз.
Потім гарячекатаний сталевий лист піддають загартуванню зі швидкістю охолодження, щонайменше, приблизно ю 10"С/сек до придатної температури О5Т, нижче приблизно 550"С, при якій загартування припиняють. Швидкість охолодження протягом етапу загартування краще складає більш приблизно 10"С/сек, а ще краще, більш 60 приблизно 20"С/сек. Без обмеження цим дійсного винаходу, швидкість охолодження в одному варіанті дійсного винаходу складає приблизно від 10 до 40"С/сек. В одному варіанті дійсного винаходу після припинення загартування сталевий лист можна піддати охолодженню на повітрі від ОЗТ до температури навколишнього середовища, як показано точковою лінією 10 на Фіг1А та Фіг.18. В іншому варіанті дійсного винаходу після завершення загартування сталевий лист витримують по суті ізотермічно при О5Т протягом періоду часу краще б5 аж до 5бхв., а потім охолоджують на повітрі до температури навколишнього середовища, як показано пунктирними лініями 12 на Фіг1А та Фіг1В. У ще одному варіанті дійсного винаходу, як показано штрихпунктирними лініями 11 на Фіг1А та Фіг.1В, сталевий лист повільно охолоджують від О5Т із більш повільною швидкістю, ніж при повітряному охолодженні, а саме, зі швидкістю нижче приблизно 1"С/сек, краще протягом приблизно аж до 5 хвилин.
Сталевий лист можна витримувати по суті ізотермічно при О5Т за допомогою будь-яких придатних засобів, як відомо фахівцям у даній галузі техніки, таких як нанесення теплозахисного покриття поверх сталевого листа.
Сталевий лист можна повільно охолоджувати зі швидкістю нижче приблизно 1"С/сек після припинення загартування за допомогою будь-яких придатних засобів, як відомо спеціалістам у даній галузі техніки, таких як нанесення теплоізолюючого покриття поверх сталевого листа. 70 Як зрозуміло фахівцям у даній галузі техніки, використане тут поняття обтиснення по товщині в процентах відноситься до зменшення товщини сталевого сляба або листа у процентах перед обтисненням. Тільки з метою пояснення, без обмеження цим дійсного винаходу, сталевий сляб товщиною приблизно 254мм може бути обтиснутий приблизно на 5095 (обтиснення 5095) у першому температурному діапазоні до товщини приблизно 127мм, потім обтиснутий приблизно на 8095 (обтиснення 80905) у другому температурному діапазоні, до товщини приблизно 25мм. Як використовують тут, поняття "сляб" означає шматок сталі, що має будь-які розміри.
Сталевий сляб краще нагрівають придатними засобами для підвищення температури по суті всього сляба, краще всього сляба, до потрібної температури підігріву, наприклад, розташуванням сляба в печі протягом визначеного періоду часу. Конкретну температуру підігріву, яку варто використовувати для будь-якого складу сталі в діапазоні згідно із цим винаходом, може легко визначити фахівець у даній галузі техніки або за допомогою експерименту чи розрахунком при використанні придатних моделей. Крім того, температуру печі і час підігріву, необхідні для підйому температури по суті всього сляба, краще всього сляба, до потрібної температури підігріву, може легко визначити фахівець у даній галузі техніки при звертанні до стандартних промислових публікацій.
Крім температури підігріву, до якої нагрівають по суті весь сляб, наступними температурами, що згадуються сч ов В описі способу обробки дійсного винаходу, є температури, вимірювані на поверхні сталі. Температуру поверхні сталі можна вимірити при використанні, наприклад, оптичного пірометра чи за допомогою будь-якого іншого і) пристрою, що підходить для виміру температури поверхні сталі. Згадувані тут швидкості охолодження є швидкостями охолодження в центрі, чи майже в центрі товщини листа; а температура припинення загартування (ОТ) є найвищої, чи по суті найвищою температурою, досягнутою на поверхні листа після припинення с зо Загартування, завдяки теплу, переданому із середини товщини листа. Наприклад, у процесі виконання експериментальних нагрівань сталевої композиції відповідно до дійсного винаходу термопару поміщали в центрі, - чи по суті в центрі товщини сталевого листа при вимірі температури в центрі, тоді як температуру поверхні Ге! вимірювали при використанні оптичною пірометра. Між температурою в центрі і температурою поверхні визначають кореляційний зв'язок для використання в процесі наступної обробки сталі такого ж, чи майже такого -- з5 Ж, складу, так щоб можна було визначити температуру в центрі через прямий вимір температури поверхні. Крім М. того, фахівець у даній галузі техніки може визначити необхідну температуру і швидкість течії гартівної рідини для одержання необхідної підвищеної швидкості охолодження шляхом звертання до стандартних промислових публікацій.
Для будь-якого складу сталі в межах діапазону дійсного винаходу, температура, що визначає границю між « діапазоном, у якому відбувається рекристалізація, і діапазоном, у якому не відбувається рекристалізації, з с температура Ти; залежить від хімічного складу сталі, зокрема, від концентрації вуглецю і ніобію, від температури підігріву перед прокаткою і від величини обтиснення, заданого для виконання проходу прокатки. ;» Фахівці в даній галузі техніки можуть визначити дану температуру для конкретної сталі відповідно до дійсного винаходу за допомогою експерименту чи розрахунками при моделюванні. Подібним чином фахівцями в даній галузі техніки для будь-якої сталі відповідно до дійсного винаходу за допомогою експериментів чи розрахунків -І при моделюванні можуть бути визначені температури перетворень Аг» і М.
Таким чином, досвід використання ТСМР приводить до високої величини Зу. Крім того, знову ж як видно - на. Фіг.2В, мікрошарувата мікроструктура, отримана в процесі старіння аустеніту, додатково збільшує площу
Те) поверхонь поділу за рахунок одержання численних поверхонь поділу 29 між пластинками 28 нижнього бейніту чи 5р пластинчастого мартенситу і тонких прошарків ЗО залишкового аустеніту. З іншого боку, як видно тепер на ть Фіг2С, в іншому варіанті дійсного винаходу мікроструктура БОВ, отримана у процесі старіння аустеніту,
ГЯ6) додатково збільшує площу поверхонь поділу за рахунок одержання численних поверхонь поділу 27, у яких границя зерна, тобто, поверхня поділу розділяє два сусідніх зерна, кристалографічна орієнтація яких відрізняється, як правило, приблизно більш, чим на 15", між зернами бейнітного фериту 21 і частками мартенситу і залишкового аустеніту 23 або між сусідніми зернами бейнітного фериту 21. Такі мікрошаруваті і
ЕОВ утворення, як схематично показано на Фіг.2В та Фіг.2С, відповідно, можна порівняти зі звичайною іФ) пластинчастою структурою бейніт/мартенсит без проміжних тонких прошарків залишкового аустеніту, як ко показано на Фіг.2А. Звичайна структура, схематично показана на Фіг.2А, відрізняється низькокутовими границями 20 (тобто, границями, що ефективно поводяться як низькокутові границі зерен (Дивіться Словник термінів), бо наприклад, між пластинками 22 переважно нижнього бейніту і мартенситу; і, таким чином, як тільки виникне розщеплена тріщина 24, вона може поширюватися через границі 22 пластинок при незначній зміні напрямку.
Навпроти, мікрошарувата мікроструктура в сталях дійсного винаходу, як показано на Фіг.2В, приводить до значної звивистості шляху тріщини. Це відбувається завдяки тому, що тріщина 26, що виникла в пластинці 28, наприклад, нижнього бейніту чи мартенситу, буде прагнути змінити площини, тобто, змінити напрямки, у кожної б5 висококутової поверхні поділу 29 з тонкими прошарками 30 залишкового аустеніту через різну орієнтацію площин розщеплення і ковзання в складових бейніту і мартенситу і фази залишкового аустеніту. Крім того, тонкі прошарки ЗО залишкового аустеніту викликають притуплення тріщини 26, що просувається, приводячи до додаткового поглинання енергії перед тим, як тріщина 26 пошириться через тонкі прошарки ЗО залишкового аустеніту. Притуплення відбувається з кількох причин. По-перше, залишковий аустеніт з ГЦК решіткою (як визначено тут) не виявляє ОВТТ поводження, і зсувні процеси залишаються єдиним механізмом поширення тріщини. По-друге, коли, навантаження/деформація перевищує визначену підвищену величину біля кінчика тріщини, метастабільний аустеніт може піддаватися впливу напруги або деформації, що викликає перетворення в мартенситі, що приводить до викликаної перетворенням пластичності (ТКІР). ТКІР може привести до значного поглинання енергії і зниження інтенсивності напруг у кінця тріщини. | нарешті, пластинчастий мартенсит, що 7/0 утвориться в ТКІР процесах, буде мати різну орієнтацію площини розщеплення і ковзання, чим у раніше існуючих складових бейніту чи пластинчастого мартенситу, що робить траєкторію тріщини більш звивистою. Як видно з Фіг.2В, кінцевий результат полягає в тому, що значно зростає опір поширенню тріщини в мікрошаруватій мікроструктурі. І знову, як видно на Фіг.2С, ефекти виникнення відхилення і звивистості тріщини, подібні описаним в зв'язку з мікрошаруватою мікроструктурою з посиланням на Фіг.28, викликає мікроструктура ЕОВ 7/5 Відповідно до дійсного винаходу, як ілюструє тріщина на мікроструктурах сталей відповідно до цього винаходу і поверхні поділу зерно бейнітного фериту/зерно бейнітного фериту чи зерно бейнітного фериту/частки мартенситу і залишкового аустеніту в мікроструктурах ЕОВ сталей відповідно до цього винаходу мають чудову міцність міжфазового зв'язку, і це викликає скоріше відхилення тріщини, чим порушення міжфазового зв'язку.
Дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит і дрібнокристалічний нижній бейніт існують як прошарки з 2о висококутовими границями між прошарками. Окремі прошарки утворюються усередині млинчастого зерна. Це забезпечує додатковий ступінь здрібнювання структури, що приводить до збільшення звивистості при поширенні тріщини крізь прошарки усередині млинчастого зерна. Це приводить по суті до збільшення З у і, отже, до зниження ОВТ.
Хоча описані вище підходи з позицій мікроструктури і є корисними для зниження ОВТТ в основному с сталевому листі, вони не цілком ефективні для підтримки досить низької ОВТТ у великокристалічних областях
НА зварювання. Тому в дійсному винаході розроблений спосіб підтримки досить низької ОВТТ у о великокристалічних областях НА7 зварювання за рахунок використання властивих від природи впливів легуючих елементів, як описано нижче.
Ведучі феритні сталі для кріогенних температур засновані, як правило, на об'ємноцентрованій кубічній Га (ОЦК) кристалічній решітці. Хоча така кристалічна система і має потенціал для одержання високої міцності при низькій вартості, її недоліком є поводження при руйнуванні з різким переходом від пластичного до крихкого в руйнування в міру зниження температури. Це може бути фундаментальною ознакою сильної чутливості Ге»! критичного руйнування напруги зсуву (СК55) (визначене тут) до температури в ОЦК системах, у яких СКЗ5 різко зростає при зниженні температури, що робить тим самим зсувні процеси і, отже, в'язке руйнування більш --
Зз5 важким. З іншої сторони, критичне напруження в ході процесів крихкого руйнування, такого як розщеплення, є че менш чутливим до температури. Отже, у міру зниження температури переважною моделлю руйнування стає розщеплення, що веде до початку низькоенергетичного крихкого руйнування. СКЗ5 є притаманою від природи властивістю сталі і чутливе до легкості, з якою дислокації можуть поперечно сковзати при деформації; тобто, сталь, у якій поперечне ковзання є легким, також має низьке СК55З і, отже, низьку ОВТТ. Відомо кілька « стабілізаторів гранецентрованої кубічної (ГЦК) решітки, таких як Мі, що активують поперечне ковзання, тоді як шщ с стабілізуючі ОЦК решітку легуючі елементи, такі як 5і, АІ, Мо, МЬ ії М перешкоджають поперечному ковзанню. У й дійсному винаході краще оптимізують зміст стабілізуючих ОЦК решітку легуючих елементів, таких як Мі і Си, «» приймаючи в розрахунок величину вартості і сприятливий вплив на зниження ОВТТ, при легуванні Мі краще, щонайменше, приблизно 1,095ваг., а більш краще, щонайменше, приблизно 1,59о5ваг.; а зміст стабілізуючих ОЦК решітку легуючих елементів у сталі по суті мінімізують. -І Як результат властивого від природи й обумовленого мікроструктурою в'язкого поводження, що випливає з щщ унікального сполучення хімічного складу і технології обробки сталей відповідно до дійсного винаходу, сталі мають чудову в'язкість при кріогенних температурах, як в основного листа в поперечному напрямку, так і в НА
Те) після зварювання. ОВТТ як в основного листа, так і в НА7 після зварювання цих сталей нижче приблизно -627С 5р та може бути нижче приблизно -10770. ть (2) Міцність на розрив більш приблизно 830МПа і потенціал товстих перетинів з Міцність мікрошаруватої структури визначається в основному вмістом вуглецю в пластинчастому мартенситі та нижньому бейніті. Старіння аустеніту у низьколегованих сталях відповідно до дійсного винаходу виконують для одержання в сталевому листі вмісту залишкового аустеніту краще аж до приблизно 109соб'ємн., більш
Краще, приблизно від 1 до 109соб'ємн., і ще краще, приблизно від 1 до 59ооб'ємн. Домішки Мі і Мп приблизно від 1,0 до З3З,095ваг. і аж до приблизно 2,595ваг. (краще, приблизно від 0,5 до 2,595ваг.), відповідно, є особливо іФ) кращими для одержання необхідного об'єму фракції аустеніту, і витримки на початку бейнітного перетворення в ко процесі старіння. Домішки міді переважно в кількості приблизно від 0,1 до 1,090оваг. також сприяють стабілізації аустеніту в процесі старіння аустеніту. во У кращому варіанті потрібну міцність одержують при відносно низькому вмісті вуглецю з побіжним поліпшенням зварюваності і чудовою в'язкістю як в основної сталі, так і в НА/7. Для досягнення міцності на розрив більш приблизно 830МПа мінімальний вміст С у всьому сплаві переважно складає приблизно 0,0395ваг.
Хоча інші легуючі елементи, крім С, у сталях відповідно до дійсного винаходу по суті не зв'язані з досягненням максимальної міцності сталі, ці елементи потрібні для одержання необхідного потенціалу товстих б5 перетинів і міцності при товщині листа, рівної чи більш приблизно 25мм, і при діапазоні швидкостей охолодження, бажаних для гнучкості технологічного процесу. Це важливо, оскільки реальна швидкість охолодження в середньому перетині товстого листа є нижче швидкості на поверхні. Мікроструктура поверхні і центра таким чином може бути зовсім різною, поки не розроблять сталь, у якій усунута чутливість до розходження швидкостей охолодження між поверхнею і центром листа. У цьому відношенні легувальні домішки
Мп, Мо й В, а особливо комбіновані домішки Мп, Мо й В, є особливо ефективними. Відповідно до дійсного винаходу, дані домішки оптимізують на прожарюваність, зварюваність, низьку ОВТ і з урахуванням витрат. Як відзначено вище в даному описі, з погляду зниження ОВТТ істотно, щоб сумарні домішки легуючих елементів, що стабілізують ОЦК решітку, підтримувалися на мінімумі. Кращими цілями і діапазонами хімічної композиції є склад, що задовольняє цій і іншій вимогам дійсного винаходу. 70 Для досягнення міцності і потенціалу товстих перетинів сталей відповідно до дійсного винаходу для товщини листа, рівної чи більш приблизно 25мм, Мо показник, зумовлений хімічним складом сталі, як показано нижче, краще знаходиться в діапазоні приблизно від 2,5 до 4,0 для сталей з ефективними домішками, і краще знаходиться в діапазоні приблизно від 3,0 до 4,5 для сталей без домішок В. Більш краще для утримуючих В сталей відповідно до дійсного винаходу Мо складає переважно більш приблизно 2,8, ще краще, більш приблизно 3,0. Для сталей відповідно до дійсного винаходу без домішки В, Мо переважно складає більш приблизно 3,3, і ще краще, більш приблизно 3,5. Як правило, у сталях з М у верхньому кінці кращого діапазону, тобто, більш приблизно 3,0 для сталей з ефективними домішками В, і 3,5 для сталей без домішок В в відповідності з дійсним винаходом, коли їх обробляють відповідно до цілей цього винаходу, одержують переважно мікрошарувату мікроструктуру, що включає дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит чи їхні суміші, і приблизно аж до 109боб'ємн. тонких прошарків залишкового аустеніту. З іншого боку, сталі з Мо У нижньому кінці кращого діапазону, наведеного вище, мають тенденцію до утворення переважно мікроструктури
ЕВ.
Мео-12,0С-Мпо,8и Сто, 155МінСи) но 4512 ОМ 0,7 МЬн1І, 5 Мо с де С, Мп, Ст, Мі, Си, 5і, М, МБ, Мо наведені відповідно до їх вагових 95 у сталі. (3)Чудова зварюваність при зварюванні з низьким підведенням тепла і)
Сталі відповідно до цього винаходу розроблені для одержання чудової зварюваності. Найбільш важливою проблемою, особливо при зварюванні з низьким підведенням тепла, є холодне чи водневе розтріскування в крупнозернистій НА7. Було виявлено, у сталей відповідно до дійсного винаходу, на чутливість до холодного с зо розтріскування критично впливає вміст вуглецю і тип мікроструктури в НА, а не твердість чи вуглецевий еквівалент, які у даній галузі техніки вважають критичними параметрами. Для того, щоб уникнути холодного - розтріскування, якщо сталь підлягає зварюванню в умовах зварювання з низьким попереднім нагріванням(нижче зу приблизно 10072) чи без нього, краща верхня межа домішки вуглецю складає приблизно 0,195ваг. Як: використовують тут, без обмеження дійсного винаходу в будь-якому аспекті, поняття "зварювання з низьким -- підведенням тепла" означає зварювання з потужністю дуги приблизно аж до 2,5 кілоджоулів на міліметр (кдж/мм) ї-
Мікроструктури нижнього бейніту чи самовідпущеного мартенситу забезпечують чудовий опір холодному розтріскуванню, Інші легуючі елементи в сталях відповідно з дійсним винаходом ретельно збалансовані, співмірно до вимог до проколюваності і міцності, для забезпечення утворення таких бажаних мікроструктур У « крупнозернистій НА7. з с Роль легуючих елементів в сталевому слябі
Роль різних легуючих елементів і кращих границь їхніх концентрацій у дійсному винаході наведена нижче: ;» Вуглець (С) є одним з найбільш ефективних зміцнюючих елементів у сталі. Його комбінують також із сильними карбідотвірними елементами в сталі, такими як Ті, МБ, і М, для уповільнення росту зерен і дисперсійного твердіння. Вуглець також підвищує прожарюваність, тобто, здатність утворювати більш тверді і -І більш жорсткі мікроструктури в сталі в процесі охолодження. Якщо вміст вуглецю складає менш приблизно 0,0395ваг., то як правило, його недостатньо для одержання в сталі потрібного зміцнення, а саме, міцності на - розрив більш приблизно 830МПа. Якщо вміст вуглецю складає більш приблизно 0,1295ваг., то сталь, як правило,
Ге) чуттєва до холодного розтріскування в процесі зварювання, і знижується в'язкість у сталевому листі і у його
НАХ при зварюванні. Вміст вуглецю у діапазоні приблизно від 0,03 до 0,12956ваг. є кращим для одержання ве бажаних мікроструктур у НА/7, а саме, самовідпущеного пластинчастого мартенситу і нижнього бейніту. Ще
Ге краще, верхня межа вмісту вуглецю складає приблизно 0,07 9оваг.
Марганець (Мп) є зміцнювачем сталей, а також вносить істотний вклад у прожарюваність. Мп є ключовою і недорогою легувальною домішкою, що сприяє утворенню мікрошаруватої мікроструктури і перешкоджає ов надлишковому утворенню РОВ в листах товстого перерізу, що може привести до зниження міцності. Додавання
Ми корисно для одержання бажаного часу витримки, необхідного при старінні аустеніту, у ході бейнітного (Ф, перетворення. Мінімальна кількість О,590ваг. Мп є кращою для досягнення в листі з товщиною, що перевищує ка 25мм, а мінімальна кількість Мп, щонайменше, 1,095ваг. є ще кращою. Домішки Мп, щонайменше, приблизно 1,590ваг. є ще більш кращим для одержання високої міцності листа і гнучкості процесу обробки, оскільки Мп бо справляє вирішальний вплив на прожарюваність при низьких рівнях С, менш приблизно 0,0795ваг. Однак, занадто багато Мп може бути шкідливим для в'язкості, так що верхня межа Мп, приблизно 2,595ваг. є кращим відповідно до дійсного винаходу. Дана верхня межа краща також для мінімізації по суті сегрегації по центральній осі, схильність до утворення якої виникає при високому вмісті Мп і в неперервнолитих сталях, і супроводжується поганою мікроструктурою і в'язкими властивостями в центрі листа. Більш краще, верхня межа 65 вмісту Мп складає приблизно 2,195ваг. Якщо вміст нікелю збільшують вище приблизно З9оваг., то бажана висока міцність може бути досягнута при малих домішках марганцю. Тому, у широкому розумінні, кращий вміст марганцю приблизно аж до 2,595ваг.
Кремній (Зі) додають у сталь з метою розкислення, і для даної мети його мінімальна кількість складає приблизно 0,0195ваг. Однак, 5і є сильним стабілізатором ОЦК решки і тим самим підвищує ОВТТ, а також
Впливає на в'язкість. З цих причин, коли додають Зі, верхня межа переважно складає приблизно 0,595ваг. 51.
Більш краще, верхня межа вмісту Зі складає приблизно 0,195ваг. Кремній не завжди потрібний для розкислення, оскільки ту ж функцію може виконувати алюміній чи титан.
Ніобій (МБ) додають для сприяння здрібнюванню зерен катаної мікроструктури сталі, що поліпшує як міцність, так і в'язкість. Виділення карбіду ніобію в процесі гарячої прокатки служать для затримки /о рекристалізації й уповільнення росту зерен, забезпечуючи тим самим засіб здрібнювання аустенітних зерен. З цих причин краща кількість МО переважно складає, щонайменше, 0,029оваг. Однак, МЬ є сильним стабілізатором
ГЦК решітки і тим самим підвищує ОВТТ. Занадто багато МО може шкідливо впливати на зварюваність і в'язкість
НА, так що максимальна кількість краще складає приблизно 0,195ваг. Більш краще, верхня межа вмісту МЬ складає приблизно 0,0595ваг.
Титан (Ті), коли його додають у малій кількості, ефективний при утворенні дрібних часток нітриду титана (ТІМ), що подрібнюють розмір зерен як у катаній структурі, так і НА/7 сталі. Таким чином, в'язкість сталі поліпшується. Ті додають у такій кількості, щоб вагове відношення Ті/ю краще складало приблизно 3,4. Ті є сильним стабілізатором ОЦК решітки і тим самим підвищує ОВТТ. Надлишкова кількість Ті викликає погіршення в'язкості сталі через утворення більш великих часток ТіМ чи карбіду титана (ТіС). Вміст Ті нижче приблизно 0,0087оваг., як правило, не може забезпечити досить дрібного розміру зерен чи зв'язування Ті у сталі в ТІМ, тоді як при вмісті більш приблизно 0,039оваг. він може викликати погіршення в'язкості. Більш краще, сталь містить, щонайменше, приблизно 0,0195ваг. Ті і не більш приблизно 0,0295ваг. Ті.
Алюміній (АїЇ) додають у сталі згідно із цим винаходом з метою розкислення. Для цієї мети краще потрібно, щонайменше, приблизно 0,00195 ваг.АІ, а ще більш краще, щонайменше, приблизно 0,00595ваг. А. А! зв'язує сч об ЗЗОТт, розчинений у НА7. Однак, АЇ є сильним стабілізатором ОЦК решітки і тим самим підвищує ОВТТ. Якщо вміст АІ є занадто високим, тобто, вище приблизно 0,059оваг., то виникає тенденція до утворення типових о включень оксиду алюмінію (АІ2О3), що схильні погіршувати в'язкість сталі і її НА7. Ще краще, верхня межа вмісту АІ складає приблизно 0,0395ваг.
Молібден (Мо) збільшує прожарюваність сталі при прямому загартуванні, особливо в сполученні з бором і с зо ніобієм. Мо потрібний також для сприяння старінню аустеніту. З цих причин краще, щонайменше, приблизно 0,195 Мо, і ще краще, щонайменше, приблизно 0,295ваг. Мо. Однак Мо є сильним стабілізатором ОЦК решітки і - тим самим підвищує ОВТТ. Надлишок Мо сприяє виникненню холодного розтріскування при зварюванні, атакож ду схильний погіршувати в'язкість сталі і НА7, так що максимальна кількість краще складає приблизно 0,89оваг. Мо, і ще краще, максимальна кількість складає приблизно 0,495ваг. Мо. Тому, у широкому розумінні, кращим є (87 приблизно аж до 0,895ваг. Мо. М
Хром (Сг) сприяє збільшенню прожарюваності сталі при прямому загартуванні. При малих домішках Сг викликає стабілізацію аустеніту. Крім того, Сг підвищує опір корозії і опір викликуваному воднем розтріскуванню (НІС). Подібно Мо, Ст схильний викликати холодне розтріскування в зварених виробах і тенденцію до погіршення в'язкості сталі в її НА/Л, так що, якщо додають Ст, то максимум, краще складає « приблизно 1,09оваг. Ст. Більш краще, якщо додають Ст, то вміст Ст складає приблизно від 0,2 до 0,бо5ваг. шщ с Нікель (Мі) є важливою легувальною домішкою в сталях згідно із цим винаходом для одержання бажаної
ОВТ, особливо в НА7. Він є одним з найсильніших стабілізаторів ГЦК решітки в сталі. Домішка Мі у сталь ;» збільшує поперечне ковзання і тим самим знижує ОВТТ. Хоча і не в такому ж ступені, як добавки Мп і Мо, добавка Мі у сталь також поліпшує прожарюваність і отже, однорідність мікроструктури по товщині і властивості, такі як міцність і в'язкість, у товстих перетинах. Додавання Мі також корисно для одержання -І потрібного часу витримки, необхідного при старінні аустеніту, у процесі бейнітного перетворення. Для досягнення потрібної ОВТТ у НА7 зварювання мінімальний вміст Мі краще складає приблизно 1,095ваг., більш - краще, приблизно 1,595ваг., ще краще, більш 2,09оваг. Оскільки Мі є дорогим легуючим елементом, вміст Мі у
Ге) сталі переважно складає менш приблизно З,09оваг., більш краще, менш приблизно 2,590ваг., ще краще, менш приблизно 2,095ваг., і ще більш краще, менш приблизно 1,89оваг., по суті для мінімізації вартості сталі. ве Мідь (Си) є потрібною легувальною домішкою для стабілізації аустеніту з метою одержання мікрошаруватої
Ге мікроструктури. З цією метою додають краще, щонайменше, приблизно 0,195ваг., більш краще, щонайменше, 0,295ваг. Си. Си є також стабілізатором ГЦК решітки в сталі й у малих кількостях може сприяти зниженню ОВТ.
Си також добродійно впливає на опір корозії і НІС. У підвищених кількостях Си викликає надмірне дисперсійне ов твердіння через виділення в-міді. Виділення, якщо їх правильно не регулювати, можуть знизити в'язкість і підвищити ОВТТ як в основному листі, так і в НА7. Підвищений вміст Си може також викликати окрихчування в іФ) процесі відливки слябів і гарячої прокатки, що вимагає спільних добавок Мі для зм'якшення. За згаданими вище ко причинами верхня межа краще складає приблизно 1,09оваг. Си, а ще краще, верхня межа складає приблизно 0,595ваг. Тому, у широкому розумінні, кращим є приблизно аж до 0,89о5ваг. Си. во Бор (В) у малих кількостях може сильно збільшувати прожарюваність сталі при дуже невеликих витратах і сприяти утворенню в сталі мікроструктур нижнього бейніту і пластинчастого мартенситу навіть у перерізі товстих (х25мМм) листів за рахунок заглушення утворення фериту, верхнього бейніту і ЕОВ, як в основному листі, так і в крупнозернистій НА. Як правило, для цієї мети необхідно, щонайменше, 0,00049оваг. В. Коли бор додають у сталі відповідно до дійсного винаходу, кращий вміст приблизно від 0,0006 до 0,002.095ваг., а навіть 65 більш краща верхня межа приблизно 0,001595ваг. Однак, домішка бора може не знадобитися, якщо інші легуючі елементи в сталі забезпечують відповідну прожарюваність і потрібну мікроструктуру.
Опис і приклади сталей у відповідності з дійсним винаходом
У вакуумній індукційній печі (МІМ) розплавили по 136,1кг сплаву кожного хімічного складу, приведеного у таблиці ІІ, відлили або круглі злитки, або сляби товщиною, щонайменше, 13ЗОмм, а потім прокували чи механічно обробили до одержання слябів 130мм на 130мм і довжиною 200мм. Один з круглих злитків, отриманих в МІМ, потім піддали вакуумному електродуговому переплаву (МАК) у круглий злиток і прокували в сляб. Сляби були оброблені за технологією ТМСР на лабораторному прокатному стані, як описано нижче. У таблиці ІЇ наведений хімічний склад сплавів, використаних для ТМОР.
Й тю яю мін ів
Віва (009 009 02 008 009.
Вісти) ю лю 8 8
Оестмт 1518815 сч о спваю | 10331020 005079. сч
Сляби спочатку підігріли в температурному діапазоні приблизно від 1000 до 10507С на протязі приблизно 1 З години перед початком прокатки відповідно до режимів ТМСР, наведених в таблиці ПІ. Ге) - » й 11100000, лов зорю вв чову, « и нин нн з с . г» в 1в11111111111вао ват 37 8360 во - 61111111 вові вм вв т щ юю вов тво то, що ев 17777771 вт ттолве вт т їз
Дотримуючись кращих технологічних режимів ТМСР, наведених у таблиці ІП, у зразків листів від А! до А4 одержали переважно мікроструктуру дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу, що утворить о мікрошарувату мікроструктуру з приблизно до 2,595об'ємн., прошарків залишкового аустеніту на границях із пластинками мартенситу. Інші складові мікроструктури, що є присутніми у невеликих кількостях, були різними у ко всіх цих зразків з А! по А4, однак, містили менш приблизно 1095об'ємн., дрібнокристалічного нижнього бейніту і приблизно від 10 до 2595об'ємн. ОВ. 60 Показники міцності на розрив у поперечному напрямку і ОВТТ листів таблиць ІІ і І узагальнені в таблиці
ІМ. Міцність на розрив і ОВТТ, узагальнені в таблиці ІМ, вимірювали в поперечному напрямку, тобто, в напрямку, що знаходиться в площині прокатки, але перпендикулярно напрямку прокатки, при якому подовжні напрямки зразка для випробування на розрив і зразка Шарпі з М-подібним надрізом по суті рівнобіжні цьому напрямку, при поширенні руйнування по суті перпендикулярно даному напрямку. Значною перевагою дійсного 65 винаходу є можливість одержати величини ОВТТ, узагальнені в таблиці ІМ, у поперечному напрямку за методикою, описаною в попередній пропозиції. Як видно на Фіг.4, там наведена отримана на трансмісійному електронному мікроскопі фотографія мікроструктури, що виявляє мікрошарувату мікроструктуру в сталевому листі, позначеному як АЗ у таблиці ІІ. Мікроструктура, показана на Фіг.А4, включає переважно пластинчастий мартенсит 41 з тонкими прошарками 42 залишкового аустеніту в основному по границях пластинок мартенситу.
На Фіг4 наведена переважно мікрошарувата мікроструктура сталей від Аї до А4 відповідно до дійсного винаходу, наведених у таблицях ІІ-ІМ. Дана мікроструктура забезпечує високі значення міцності (поперечної), приблизно 1000МпПа і вище, з чудовими значеннями ОВТТ у поперечному напрямку, як показано в таблиці ІМ. а
Величини ОВТТ, наведені в таблиці ІМ, без обмеження при цьому дійсного винаходу, відповідають температурі передачі енергії аж до 5095, визначеної експериментально при випробуваннях зразків Шарпі з т М-подібним надрізом на ударну в'язкість у відповідності зі стандартними процедурами, викладеними в методиці
Е-23 АТМ, що повинна бути добре відома фахівцям у даній галузі техніки. Випробування на ударну в'язкість зразків Шарпі з М-подібним надрізом є добре відомим випробуванням по вимірюванню в'язкості сталей. Що стосується таблиці ІІ, то в листі зі сталі АБ виявлена переважно мікроструктура ЕОВ, що пояснює знижену міцність, виявлену в даного зразка листа. У даному листі видно, що до 4095об'ємн., складає пластинчастий мартенсит. Далі, на Фіг.5 представлена отримана на трансмісійному електронному мікроскопі (ТЕМ) фотографія, що виявляє мікроструктуру ЕОВ в сталевому листі, позначеному як АБ. РОВ являє собою конгломерат бейнітногю фериту 51 (основна фаза) і часток 52 мартенсит/залишковий аустеніт (менша по обсязі фаза). На
Фіг.5 трохи більш детально представлена фотографія ТЕМ, що виявляє рівновісну мікроструктуру ОВ, що включає бейнітний ферит 51 і частки 52 мартенсит/залишковий аустеніт, що присутні в деяких варіантах сталей сч 29 відповідно до дійсного винаходу. Ге) (4) Кращий склад сталі, коли потрібна термічна обробка після зварювання (РУУНТ)
РМУНТ звичайно виконують при високих температурах, наприклад, вище приблизно 5407С. Витримка при нагріванні в процесі РУ/УНТ може привести до втрати міцності в основному листі, а також у НА7 зварювання через знеміцнення мікроструктури, зв'язаного з регенерацією субструктури (тобто, із втратою користі від см 3о обробки) і з укрупненням часток цементиту. Щоб уникнути цього, краще модифікувати хімічний склад сталей, Й наведений вище, шляхом додавання невеликих кількостей ванадію. Ванадій додають для одержання дисперсійного твердіння за рахунок утворення при РМУНТ часток карбіду ванадію (МС) в основній сталі й у НА7. Ф
Таке зміцнення передбачають для компенсації по суті втрати міцності при РМУНТ. Однак, варто уникати -- надмірного зміцнення МС, оскільки воно може викликати падіння в'язкості і підвищення ЮОВТТ, як в основної сталі, так і в її НА7. З цих причин верхня границя М відповідно до дійсного винаходу краще складає приблизно - 0,195ваг. Нижня границя краще складає приблизно 0,029оваг. Більш краще, у сталь додають приблизно від 0,03 до 0,0595ваг. М.
Таке поетапне комбінування властивостей сталей відповідно до дійсного винаходу забезпечує « дю низьковитратні технології для деяких операцій при кріогенних температурах, наприклад, збереження і з транспортування природного газу при низьких температурах. Дані нові сталі можуть забезпечити значну с економію витрат на матеріали при застосуванні в умовах кріогенних температур, у порівнянні з існуючими :з» сталями при даному стані техніки, що звичайно вимагають набагато більш високих кількостей нікелю (приблизно аж до З9обваг.) і мають значно більш низьку міцність (менш приблизно 830МПа). Розробку хімічного складу і мікроструктури використовують для зниження ОВТ і реалізації потенціалу товстих перетинів, що перевищують - 15 приблизно 25мм. Дані нові сталі переважно мають кількість нікелю нижче приблизно З,59о5ваг., міцність на розрив більш приблизно 830МПа, краще, більш 860МпПа, і ще краще, більш приблизно 900МПа, і навіть більш краще, - більш приблизно 1000МПа; температури в'язко-крихкого переходу (ОВТТ) в основної сталі в поперечному со напрямку нижче приблизно -62"С, краще, нижче приблизно -73"С, більш краще, нижче приблизно -100"С, ще краще , нижче приблизно -123"С; і мають чудову в'язкість при ОВТТ. Дані нові сталі можуть мати міцність на
Її 50 розрив більш приблизно 930МПа, чи більш приблизно 965МПа, чи більш приблизно 1000МПа. Вміст нікелю в "з даних сталях може бути збільшений вище приблизно Зооваг., якщо потрібно підвищити експлуатаційні якості після зварювання. Вважають, що додавання кожного 19с5ваг. нікелю знижує ОВТТ сталі приблизно на 107С. Вміст нікелю краще складає менш 995ваг., більш краще, менш приблизно бОоваг. Вміст нікелю краще зводять до мінімуму, для того щоб мінімізувати вартість сталі. 59 Хоча наведений вище винахід був описаний за допомогою одного чи декількох варіантів, варто розуміти, що
ГФ) можуть бути виконані інші його модифікації без відхилення від сфери домагань дійсного винаходу, що викладено 7 в наступній далі формулі винаходу. й перетворення Ас 1: перетворення Асз: бо А203 оксид алюмінію;
Температура температура, при якій починається перетворення аустеніту у ферит у процесі охолодження; перетворення Аг3:
ІВСС 00000000 об'ємноцентрована кубічна решітка!)
Швидкість швидкість охолодження в центрі, чи по суті в центрі товщини листа; охолодження:
СКЗ (критична притамана від природи властивість сталі, чуттєвої до легкості, з якою дислокації можуть сковзати при деформації, руйнуюча напруга тобто, сталь, у якій поперечне ковзання є більш легким, повинна мати також низьке значення СКЗ і, отже, низьку ОВТТ; зсуву):
Кріогенна будь-яка температура нижче приблизно -407С; температура: ратур.
ОВТ (температура відповідає двом режимам руйнування в конструкційних сталях; при температурах нижче ОВТТ руйнування має в'язко-крихкого схильність до низькоенергетичного розщеплюючого(крихкого) руйнування, тоді як при температурах вище ОВТТ переходу): руйнування має схильність до високо-енергетичного в'язкого руйнування; й й й й Й - й
Ефективний розмір як використано в описі цього винаходу, відноситься до середньої товщини млинчастих зерен аустеніту по завершенні зерна: прокатки в режимі ТСМР відповідно до цього винаходу і до середньої ширини прошарку чи до середнього розміру зерна по завершенні перетворення млинчастих зерен аустеніту в прошарки мікрошаруватої структури чи РОВ, відповідно;
БбС 00000000 гранецентрована кубічна Ірешітка)|;
РОВ (дрібнозернистий |як використано в описі цього винаходу, конгломерат, що містить бейнітний ферит як основну складову і частки бейніт): сумішей мартенситу і залишкового аустеніту як менші по обсязі складові;
Зерно: окремий кристал у полікристалічному матеріалі;
Границя зерна: вузька зона в металі, що відповідає переходу від однієї кристалографічної орієнтації до іншої, відокремлюючи в такий спосіб одне зерно від іншого; (Не розтріскування, викликуване воднем;
Висококутова границя границя чи поверхня поділу, яка ефективно поводиться як висококутова границя зерна, тобто, прагне відхилити о) чи поверхня поділу: тріщину, що поширюється, чи злам і, таким чином, викликає звивистість траєкторії руйнування;
Висококутова границя границя зерна, що розділяє два сусідніх зерна, кристалографічні орієнтації яких відрізняються більш, чим зерна: приблизно на 8";
НОГА: висока міцність, низьке легування; см
Підігрітий у нагрітий (чи підігрітий) до температури в інтервалі приблизно від температури перетворення Ас 41 приблизно до ч;Е міжкритичному температури перетворення Ас»3; інтервалі: (є)
Низьколегована сталь: (сталь, що містить залізо і менш приблизно 1095ваг. усіх легуючих добавок;
Низькокутова границя границя зерна, що розділяє два сусідні зерна, кристалографічні орієнтації яких відрізняються менш, чим приблизно на 87; зерна: ее -
Зварювання з низьким (зварювання з потужністю дуги приблизно аж до 2,5кДж/мм; підводом тепла:
Основний: як використано в описі даного винаходу, означає утримуючий, приблизно 5095об'ємних;щонайменше, «
Менший за об'ємом: як використано в описі дійсного винаходу, означає утримуючий менш приблизно 5095 об'ємних; в
Температура температура, при якій у процесі охолодження починається перетворення аустеніту в мартенсит; с перетворення М ев: :з» Ме: показник, що визначається хімічним складом сталі як: (Ме-12,0иСМпо,8"Сгво,15и(МінСи) НО, 4и8ін2,0иМ о, 7"МЬн1,5Мо), де С, Мп, Сг, Мі, Си, Зі, М, МБ, Мо представлені їх відповідними ваг.95 у сталі; -і Краще/кращий як використано в описі цього винаходу, означає, щонайменше, приблизно 5095 об'ємних; з Попередній розмір середній розмір аустенітного зерна в гарячекатаному сталевому листі перед прокаткою в температурному діапазоні, аустенітного зерна: у якому не відбувається рекристалізації аустеніту; (се) Загартування: як використане в цьому винаході, прискорене охолодження будь-якими засобами, за допомогою яких використовують рідину, обрану за її здатність збільшувати швидкість охолодження сталі, на відміну від охолодження повітрям; пи Температура найвища, чи по суті найвища температура, досягнута на поверхні листа після припинення загартування, завдяки
Кз припинення передачі тепла із середини товщини листа; загартування (0517):
Сляб: шматок сталі, що має будь-які розміри; 29 Ви повна площа міжфазної поверхні висококутових границь на одиницю об'єму в сталевому листі;
ГФ) ЛЕМ 00000000 |фотографія, отримана на трансмісіонному електронному мікроскопі; г Міцність на розрив: відношення максимального навантаження до вихідної площі поперечного перерізу при іспиті на розрив;
Потенціал товстого здатність одержувати власне кажучи потрібну мікроструктуру і властивості (наприклад, міцність і в'язкість), перетину: зокрема при товщині, рівній чи больше приблизно 25мм; 60 Напрямок поперек напрямок, що є ортогональним до площини прокатки; товщини:
Температура Таиг: температура, нижче якої не відбувається рекристалізації аустеніту; бо ТМОР: процес термомеханічної контрольованої прокатки;
Поперечний напрямок: напрямок, який знаходиться в площині прокатки, але перпендикулярно напрямку прокатки листа;
МАК: вакуумно-дуговий переплав; і г що ся й
Р во ДВ -е вориЯ Є О. уд 2 их 42 У зр ХА он Хе
ДИ в ший й о КИ х
Ди
Час ок ,
ФІГЛА
Ще - о во й Й
В и І д ) пк КО
До в се и АХ ви ОХ
Время. --- 112 Ге)
ФІГІВ з сч го ч
Ге) «-
ФІГІА с - ра / ок до и їх
Бі «б 4 доку о, с Є - й Ф -У и» 2
ФІГОВ
253 в рат уз шк я стр
Те) Їй щ хх д-з ' З бІгОс итЗа чо вч ! ри бі боб тоне
ОС доку не ЕЕ о Ше ОЦ ее ю ФІГЗА ФІГЗ3В ФІГЗС бо б5 кю Др ад
В - я п щи ще я Ко . п
ШЕ с ка щи а вин и і а шт іш. тя, ен
Я а АН пе и и НН і а Б я а
Ше, 6 а
Шо шт
ФА й Ку щ я м. ох слу а пл сх пай сі їй я и ї ут МК г, не ие а, во 25. | ян в а її
Пе и Я о)
Гей дан в й
Ган и я ж В сч

Claims (29)

« Формула винаходу (о) «-
1. Спосіб одержання сталевого листа, що має мікроструктуру, яка містить (ї) переважно дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнозернистий бейніт (ЕСВ) чи їхні суміші й (ії) - до 10 об. 95 залишкового аустеніту, причому згаданий спосіб включає такі етапи: (а) нагрівання сталевого сляба, що містить залізо і наступні легуючі елементи, мас. 90: від 0,03 до 0,12 с віді до 9 Мі З с до 1,0 Си ч до08 Мо и? відО,01 до 0,1 Мь відО00О08до0,03 Ті - 45 до 0,05 А від 0,001 до 0,005 М - до температури підігріву, досить високої, щоб (і) по суті гомогенізувати сталевий сляб, (ії) розчинити по і, суті всі карбіди й карбонітриди ніобію і ванадію в сталевому слябі та (ії) утворити дрібні первинні зерна Щ» 70 аустеніту в сталевому слябі; (Б) обтиснення сталевого сляба для формування сталевого листа в одному чи декількох проходах гарячої г» прокатки в першому температурному діапазоні, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; (с) подальше обтиснення сталевого листа в одному чи декількох проходах гарячої прокатки в другому температурному діапазоні, нижчому за температуру Тугі вищому за температуру перетворення Аг»; 59 (4) загартування сталевого листа зі швидкістю охолодження щонайменше 10"С/с до температури припинення Ф! загартування (О51Т), нижчої за 5507; і (е) припинення загартування. де 2.
Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що мікроструктура (ї) є переважно мікрошаруватою мікроструктурою, що містить дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнокристалічний нижній бейніт чи їхні суміші. 6о З.
Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що мікроструктура (ї) переважно являє собою дрібнозернистий бейніт (ЕСВ).
4. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що переважно температура підігріву на етапі (а) складає від 955" до 11007С.
5. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що згадані дрібні первинні зерна аустеніту на етапі (а) мають бо розмір зерна, менший за 120 мкм.
6. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що обтиснення по товщині сталевого сляба на етапі (б) складає від ЗО до 70 95.
7. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що обтиснення по товщині сталевого сляба на етапі (с) складає від 40 до 80 95.
8. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що додатково включає етап, який передбачає повітряне охолодження сталевого листа до температури навколишнього середовища від температури припинення загартування.
9. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що додатково включає етап витримування сталевого листа по суті 7/о ізотермічно при температурі припинення загартування протягом до 5 хвилин.
10. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що додатково включає етап повільного охолодження сталевого листа при температурі припинення загартування зі швидкістю меншою за 1,0"С/с, протягом до 5 хвилин.
11. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що сталевий сляб містить менше за 6 мас. 9о Мі.
12. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що сталевий сляб містить менше за З мас. бо Мі і додатково містить до 2,5 мас. 95 Мп.
13. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що сталевий сляб додатково включає принаймні одну добавку, вибрану з групи, що містить, мас. 90: (ї) до 1,0 Сг, (ії) до 0,5 8Іі, (ії) від 0,02 до 0,10 М, (ім) до 2,5 Мп і (м) до 0,0020 В.
14. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що сталевий сляб додатково містить від 0,0004 до 0,0020 мас. 95 В.
15. Спосіб за п. 71, який відрізняється тим, що після етапу (е) сталевий лист має температуру в'язко-крихкого переходу (ОВТТ), нижчу за - 627"С, в основному листі й у його зоні теплового впливу (НА7) і має міцність на розрив, більшу за 830 МПа.
16. Сталевий лист, що має мікроструктуру, яка містить (і) переважно дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнозернистий бейніт (ЕОВ) чи їхні суміші та (ії) до 10 об. 90 сч ов залишкового аустеніту, що має міцність на розрив, більшу за 830 МПа і ОВТ, нижчу за - 62"С, як у сталевому листі, так і в його НА7, причому сталевий лист одержаний з підігрітого сталевого сляба, що містить залізо й (8) наступні легуючі елементи, мас. 90: від 0,03 до 0,12 с сч зо віді до 9 Мі до1,0 Си «І до08 Мо Ге»! відОО1ї до 01 Мь відО08до0,03 Ті -- до 0,05 А! ча і від 0,001 до 0,005 М.
17. Сталевий лист за п. 16, який відрізняється тим, що сталевий сляб містить менше за 6 мас. 95 Мі.
18. Сталевий лист за п. 16, який відрізняється тим, що сталевий сляб містить менше за З мас. 90 Мі їі « 20 додатково містить до 2,5 мас. 95 Мп. ш-в
19. Сталевий лист за п. 16, який відрізняється тим, що додатково включає принаймні одну добавку, вибрану з с групи, яка містить, мас. бо: (Ї) до 1,0 Ст, (ії) до 0,5 5і, (ії) від 0,02 до 0,10 М, (ім) до 2,5 Мп і (м) від :з» 0,0004 до 0,0020 В.
20. Сталевий лист за п. 16, який відрізняється тим, що додатково містить від 0,0004 до 0,0020 мас. 95 В. 415
21. Сталевий лист за п. 16, що має переважно мікрошарувату мікроструктуру, яка містить пластинки -1 дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу, пластинки дрібнокристалічного нижнього бейніту чи їхні суміші та до 10 об. 95 тонких прошарків залишкового аустеніту. -й
22. Сталевий лист за п. 21, який відрізняється тим, що мікрошарувата мікроструктура включає множину со висококутових поверхонь поділу між пластинками дрібнокристалічного мартенситу і дрібнокристалічного 5р / рижнього бейніту й тонкими прошарками залишкового аустеніту. т»
23. Сталевий лист за п. 16, що має мікроструктуру переважно дрібнозернистого бейніту (ЕОВ), у якому КЗ дрібнозернистий бейніт (ЕВ) містить зерна бейнітного фериту й частки сумішей мартенситу й залишкового аустеніту.
24. Сталевий лист за п. 23, який відрізняється тим, що мікроструктура включає множину висококутових вв поверхонь поділу між зернами бейнітного фериту і між зернами бейнітного фериту і згаданими частками сумішей мартенситу й залишкового аустеніту. (Ф)
25. Спосіб підвищення опору поширенню тріщини в сталевому листі, який включає обробку сталевого листа г для одержання переважно мікрошаруватої мікроструктури, що містить пластинки дрібнокристалічного пластинчастого мартенситу, пластинки дрібнокристалічного нижнього бейніту чи їхні суміші й до 10 об. 95 тонких во прошарків залишкового аустеніту, та додатково включає обробку в режимі термомеханічної контрольованої прокатки для одержання множини висококутових поверхонь поділу між пластинками дрібнокристалічного мартенситу і дрібнокристалічного нижнього бейніту і тонкими прошарками залишкового аустеніту.
26. Спосіб за п. 25, який відрізняється тим, що додатково підвищують опір поширенню тріщини сталевого листа й підвищують опір поширенню тріщини при зварюванні в НА7 сталевого листа шляхом додавання від 1,0 бе до 9 мас. Фо Мі та від 0,1 до 1,0 мас. 95 Си і шляхом по суті зведення до мінімуму стабілізуючих ОЦК решітку елементів.
27. Спосіб підвищення опору поширенню тріщини в сталевому листі, який включає обробку сталевого листа для одержання мікроструктури переважно дрібнозернистого бейніту (ЕВ), у якому дрібнозернистий бейніт (ЕОВ) містить зерна бейнітного фериту і частки сумішей мартенситу й залишкового аустеніту, і додатково Включає термомеханічну контрольовану прокатку для одержання множини висококутових поверхонь поділу між зернами бейнітного фериту та між зернами бейнітного фериту і частками сумішей мартенситу й залишкового аустеніту.
28. Спосіб за п. 27, який відрізняється тим, що додатково підвищують опір поширенню тріщини сталевого листа й підвищують опір поширенню тріщини при зварюванні в НА7 сталевого листа шляхом додавання від 1,0 7/0 до 9 мас. 905 Мі та від 0,1 до 1,0 мас. 95 Си і шляхом по суті зведення до мінімуму стабілізуючих ОЦК решітку елементів.
29. Спосіб регулювання середнього відношення довжини аустенітного зерна до товщини аустенітного зерна в процесі обробки листа з надміцної аустенітно-старіючої сталі, що має мікроструктуру, яка включає (і) переважно дрібнокристалічний нижній бейніт, дрібнокристалічний пластинчастий мартенсит, дрібнозернистий бейніт (РОВ) чи їхні суміші і (її) до 10 об. 95 залишкового аустеніту, для підвищення поперечної в'язкості й поперечної ОВТТ сталевого листа, причому спосіб включає такі етапи: (а) нагрівання сталевого сляба, що містить залізо і наступні легуючі елементи, мас. 90: від 0,03 до 0,12 с від'/до 9 Мі я до 1,0 Си до08 Мо відО,01 до 0,1 Мь відО00О08до0,03 Ті с до 0,05 А від 0,001 до 0,005. М о до температури підігріву, досить високої, щоб (ії) по суті гомогенізувати сталевий сляб, (її) розчинити по суті всі карбіди й карбонітриди ніобію і ванадію в сталевому слябі та (ії) утворити дрібні первинні зерна сч аустеніту в сталевому слябі; (Б) обтиснення сталевого сляба для формування сталевого листа в одному чи декількох проходах гарячої «І прокатки в першому температурному діапазоні, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; Фу (с) подальше обтиснення сталевого листа в одному чи декількох проходах гарячої прокатки в другому температурному діапазоні, нижчому за температуру Ти; і вищому за температуру перетворення Агз, щоб «7 зв одержати середнє відношення довжини аустенітного зерна до товщини аустенітного зерна в сталевому листі, М менше за 100; (4) загартування сталевого листа зі швидкістю охолодження принаймні 107С/с до температури припинення загартування (О51Т), нижчої за 5507; і (е) припинення загартування. « тріїгя я " : " " : : пов о) с Офіційний бюлетень "Промислоава власність". Книга 1 "Винаходи, корисні моделі, топографії інтегральних мікросхем", 2005, М 1, 15.01.2005. Державний департамент інтелектуальної власності Міністерства освіти і и що и» науки України. -і - се) щ» Ко) іме) 60 б5
UA2001075099A 1998-12-19 1999-12-16 High-strength austenite-aged steel sheet with a high tensile strength at cryogenic temperatures and a method for producing thereof UA71942C2 (en)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US09/215,773 US6254698B1 (en) 1997-12-19 1998-12-19 Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
PCT/US1999/030055 WO2000040764A2 (en) 1998-12-19 1999-12-16 Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA71942C2 true UA71942C2 (en) 2005-01-17

Family

ID=22804327

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UA2001075099A UA71942C2 (en) 1998-12-19 1999-12-16 High-strength austenite-aged steel sheet with a high tensile strength at cryogenic temperatures and a method for producing thereof

Country Status (26)

Country Link
US (1) US6254698B1 (uk)
EP (1) EP1169485A4 (uk)
JP (1) JP2002534601A (uk)
KR (1) KR100664890B1 (uk)
CN (1) CN1128888C (uk)
AR (1) AR021882A1 (uk)
AT (1) AT410445B (uk)
AU (1) AU761309B2 (uk)
BR (1) BR9916384A (uk)
CA (1) CA2353984A1 (uk)
CO (1) CO5111039A1 (uk)
DE (1) DE19983821T1 (uk)
DK (1) DK200100943A (uk)
DZ (1) DZ2972A1 (uk)
FI (1) FI113551B (uk)
GB (1) GB2361012B (uk)
ID (1) ID29176A (uk)
MX (1) MXPA01006271A (uk)
MY (1) MY116058A (uk)
PE (1) PE20001530A1 (uk)
RU (1) RU2235792C2 (uk)
SE (1) SE523868C2 (uk)
TN (1) TNSN99240A1 (uk)
TW (1) TWI226373B (uk)
UA (1) UA71942C2 (uk)
WO (1) WO2000040764A2 (uk)

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6739333B1 (en) * 1999-05-26 2004-05-25 Boehringer Ingelheim Pharma Kg Stainless steel canister for propellant-driven metering aerosols
US6699243B2 (en) * 2001-09-19 2004-03-02 Curon Medical, Inc. Devices, systems and methods for treating tissue regions of the body
JP2003129190A (ja) * 2001-10-19 2003-05-08 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
US7063752B2 (en) * 2001-12-14 2006-06-20 Exxonmobil Research And Engineering Co. Grain refinement of alloys using magnetic field processing
JP4379085B2 (ja) * 2003-11-07 2009-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高靭性厚鋼板の製造方法
DE102004044021B3 (de) * 2004-09-09 2006-03-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Voll beruhigter, unlegierter oder niedriglegierter Stranggussstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2006045708A1 (de) 2004-10-29 2006-05-04 Alstom Technology Ltd Kriechfester martensitisch-härtbarer vergütungsstahl
DE102005003551B4 (de) * 2005-01-26 2015-01-22 Volkswagen Ag Verfahren zur Warmumformung und Härtung eines Stahlblechs
DE102005054014B3 (de) * 2005-11-10 2007-04-05 C.D. Wälzholz-Brockhaus GmbH Verfahren und Vorrichtung zur kontinuierlichen Ausbildung eines Bainitgefüges in einem Kohlenstoffstahl, insbesondere in einem Bandstahl
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
KR100843844B1 (ko) * 2006-11-10 2008-07-03 주식회사 포스코 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법
CN101255528B (zh) * 2007-02-26 2010-12-01 宝山钢铁股份有限公司 超低温韧性优异的含铌钢板及其轧制方法
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
DE102007023306A1 (de) * 2007-05-16 2008-11-20 Benteler Stahl/Rohr Gmbh Verwendung einer Stahllegierung für Mantelrohre zur Perforation von Bohrlochverrohrungen sowie Mantelrohr
JP5040475B2 (ja) * 2007-06-29 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた厚肉熱延鋼板およびその製造方法
KR101018131B1 (ko) * 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
KR100979007B1 (ko) * 2007-12-27 2010-08-30 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP4729134B1 (ja) * 2010-06-16 2011-07-20 新日本製鐵株式会社 制震用金属板及び建築構造物
RU2447163C1 (ru) * 2010-08-10 2012-04-10 Общество С Ограниченной Ответственностью "Исследовательско-Технологический Центр "Аусферр" Способ термической обработки изделий из сплавов на основе железа (варианты)
CN103338889B (zh) 2011-01-28 2015-11-25 埃克森美孚上游研究公司 具有优异延性抗扯强度的高韧性焊缝金属
DE102011009827A1 (de) * 2011-01-31 2012-08-02 Linde Aktiengesellschaft Schweissverfahren
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
WO2012161635A1 (en) * 2011-05-25 2012-11-29 Aktiebolaget Skf Method for heat treating a steel component
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
CN103703156B (zh) * 2011-07-29 2016-02-10 新日铁住金株式会社 成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
KR101624057B1 (ko) * 2011-07-29 2016-05-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP5354130B2 (ja) * 2011-08-09 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ｈａｚ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板およびその製造方法
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
KR101359082B1 (ko) 2011-12-27 2014-02-06 주식회사 포스코 저온 ｄｗｔｔ 연성파면율이 우수한 라인파이프용 후물강판 및 그 제조방법
CN102660671A (zh) * 2012-06-08 2012-09-12 赵佳丽 一种55Si2Mn合金钢的热处理方法
JP6359534B2 (ja) * 2012-08-03 2018-07-18 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 熱間圧延鋼ストリップを製造するためのプロセスおよびそれにより製造された鋼ストリップ
ES2729562T3 (es) * 2012-09-14 2019-11-04 Mannesmann Prec Tubes Gmbh Aleación de acero para un acero de baja aleación con alta resistencia
JP5516680B2 (ja) * 2012-09-24 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫溶接部の耐ｈｉｃ性および低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法
RU2516213C1 (ru) * 2012-12-05 2014-05-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ получения металлоизделия с заданным структурным состоянием
KR20160041850A (ko) * 2013-04-15 2016-04-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
BR112015024840B1 (pt) 2013-04-15 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente
WO2016016683A1 (en) * 2014-07-30 2016-02-04 Arcelormittal A method for producing a high strength steel piece
CN105506494B (zh) * 2014-09-26 2017-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法
WO2016079565A1 (en) 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
KR101657827B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3260565B1 (en) 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
PL3263729T3 (pl) 2015-02-25 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
CN108603266B (zh) * 2016-01-29 2020-03-24 杰富意钢铁株式会社 高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
BR112019000766B8 (pt) 2016-08-05 2023-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de aço
KR102205432B1 (ko) 2016-08-05 2021-01-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 도금 강판
US20180305781A1 (en) * 2017-04-24 2018-10-25 Federal Flange Inc. Systems and Methods for Manufacturing High Strength Cladded Components
RU2686758C1 (ru) * 2018-04-02 2019-04-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Конструкционная криогенная сталь и способ ее получения
WO2020128579A1 (en) * 2018-12-19 2020-06-25 Arcelormittal Low-carbon, high-strength 9% nickel steels for cryogenic applications
CN112251687A (zh) * 2020-10-30 2021-01-22 江苏永钢集团有限公司 一种晶粒均匀的高性能细晶钢及其制备方法
TWI761253B (zh) * 2021-07-06 2022-04-11 大田精密工業股份有限公司 高強度麻時效鋼板材及其製造方法
TWI779913B (zh) * 2021-11-01 2022-10-01 中國鋼鐵股份有限公司 含鈦合金鋼材及其製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5913055A (ja) 1982-07-13 1984-01-23 Sumitomo Metal Ind Ltd ステンレス鋼およびその製造方法
NL193218C (nl) 1985-08-27 1999-03-03 Nisshin Steel Company Werkwijze voor de bereiding van roestvrij staal.
JPS6362843A (ja) 1986-09-03 1988-03-19 Kobe Steel Ltd 電気亜鉛めつきした高強度ベ−リングフ−プ
JPH0241074A (ja) * 1988-08-01 1990-02-09 Konica Corp カラー画像処理装置
JP2510783B2 (ja) 1990-11-28 1996-06-26 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法
US5454883A (en) 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
JP3550726B2 (ja) 1994-06-03 2004-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法
US5545270A (en) 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
US5531842A (en) 1994-12-06 1996-07-02 Exxon Research And Engineering Company Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219)
US5900075A (en) 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
US5545269A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
JPH08176659A (ja) 1994-12-20 1996-07-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 低降伏比高張力鋼の製造方法
WO1996023083A1 (fr) 1995-01-26 1996-08-01 Nippon Steel Corporation Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature
CA2187028C (en) 1995-02-03 2001-07-31 Hiroshi Tamehiro High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent low temperature toughness
JPH08311549A (ja) * 1995-03-13 1996-11-26 Nippon Steel Corp 超高強度鋼管の製造方法
JP3314295B2 (ja) 1995-04-26 2002-08-12 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法
JP3258207B2 (ja) * 1995-07-31 2002-02-18 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れた超高張力鋼
JPH09235617A (ja) 1996-02-29 1997-09-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 継目無鋼管の製造方法
FR2745587B1 (fr) 1996-03-01 1998-04-30 Creusot Loire Acier utilisable notamment pour la fabrication de moules pour injection de matiere plastique
CA2230396C (en) * 1997-02-25 2001-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
TW454040B (en) * 1997-12-19 2001-09-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
TNSN99233A1 (fr) * 1998-12-19 2001-12-31 Exxon Production Research Co Aciers de haute resistance avec excellente tenacite de temperature cryogenique

Also Published As

Publication number Publication date
GB0114062D0 (en) 2001-08-01
DZ2972A1 (fr) 2005-05-18
DE19983821T1 (de) 2002-03-28
GB2361012A (en) 2001-10-10
PE20001530A1 (es) 2001-01-23
SE523868C2 (sv) 2004-05-25
CA2353984A1 (en) 2000-07-13
CO5111039A1 (es) 2001-12-26
EP1169485A4 (en) 2004-11-10
EP1169485A2 (en) 2002-01-09
BR9916384A (pt) 2001-09-18
FI20011289A (fi) 2001-06-18
DK200100943A (da) 2001-06-18
TWI226373B (en) 2005-01-11
MY116058A (en) 2003-10-31
CN1331757A (zh) 2002-01-16
ID29176A (id) 2001-08-09
AT410445B (de) 2003-04-25
FI113551B (fi) 2004-05-14
TNSN99240A1 (fr) 2001-12-31
ATA911599A (de) 2002-09-15
KR100664890B1 (ko) 2007-01-09
SE0102045L (sv) 2001-08-09
WO2000040764A3 (en) 2001-03-08
SE0102045D0 (sv) 2001-06-11
US6254698B1 (en) 2001-07-03
GB2361012B (en) 2003-04-09
AU3997100A (en) 2000-07-24
MXPA01006271A (es) 2002-08-12
WO2000040764A2 (en) 2000-07-13
JP2002534601A (ja) 2002-10-15
CN1128888C (zh) 2003-11-26
RU2235792C2 (ru) 2004-09-10
AR021882A1 (es) 2002-08-07
KR20010082372A (ko) 2001-08-29
AU761309B2 (en) 2003-06-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA71942C2 (en) High-strength austenite-aged steel sheet with a high tensile strength at cryogenic temperatures and a method for producing thereof
RU2234542C2 (ru) Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
RU2203330C2 (ru) Сверхвысокопрочная аустенитно-стареющая сталь с высокой ударной вязкостью при криогенной температуре
KR100374437B1 (ko) 저온 인성이 우수한 초고강도 이중 상 강
EP1017862A1 (en) Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness
EP1025271A1 (en) Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels wit h superior toughness
EP1015651A1 (en) Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
KR20010024757A (ko) 극저온 인성이 우수한 초고강도 강
JP2017078212A (ja) 低降伏比鋼板およびその製造方法
JP7440740B2 (ja) タンク用鋼板
WO2023002812A1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
CZ20002140A3 (cs) Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot
CZ20002141A3 (cs) Ultravysoce pevné dvoufázové oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot
CZ20002139A3 (cs) Ultravysoce pevné oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot