NO124649B - - Google Patents

Description

Fremgangsmåte for fremstilling av et bainittisk stål med høy strekkfasthet for sveisekonstruksjoner.

Nærværende oppfinnelse vedrorer fremgangsmåte for fremstilling

av bainittisk stål med hoy strekkfasthet for sveisekonstruksjoner.

Som det vises i efterfolgende tabell 1 er stål med hoy strekkfasthet av vanlig art for sveisekonstruksjoner blitt oppnådd ved å bråkjole og anlope stålet under varmebehandlingen, slik at stålets strekkfasthet og slagseighet kan okes og derved meddele det mikrostruktur som anlopet martensitt.

Derfor viser stål med hoy strekkfasthet, bråkjblt og anlopet efter vanlige metoder, et hoyt forhold mellom flytegrense og strekkfasthet, nemlig et hbyt flytegrenseforhold (flytegrense/strekkfasthet) på grunn av foran angitte anlopne martensitt, slik at dets deformasjon og energi efter å være bragt opp til brudd er forholdsvis liten, og dette forårsaker svakhet mot spennings-konsentrasjon på konstruksjoner fremstilt av slike stål.

Når strekksikkerhetsgraden skal vurderes i forhold til flytegrenseforholdet er det nodvendig å sikre hoy sikkerhetsgrad efter okningen av flytegrenseforholdet.

Derfor, når flytegrenseforholdet blir hbyt, må tillatelige spen-ninger på slike stål på den ene side være lav og platetykkelsen for sveisete konstruksjoner av stål har tilhoyelighet til på den annen side å bli meget tunge.

Dessuten må slike stål med hoy strekkfasthet på grunn av brå-kjolingen og anlopningen anlopes ved hbye temperaturer, f.eks. over ca. 600°C, for å oke dets slagseighet.

På grunn av slik opptreden av stålet kan innholdet av legerings-elementer i dette bli funnet ganske stort for styrken.

Når styrken for stålet bkes, bkes også karbonekvivalenten (i det folgende betegnet Ceq og Ceq = C + 1/24 Si + 1/6 Mn + 1/40 Ni + 1/5 Cr + 1/4 Mo + 1/14 V). Derfor, når herdningstendensene for en sveisevarme som påvirker sonen blir store, bkes også dens fblsomhet for dannelsen av sveisesprekker vesentlig, da forvarm-ningstemperaturene for slike stål må bkes som vist i tabell 1 for å forebygge dannelsen av sveisesprekker. I motsetning til foran angitte ulemper ved vanlig stål gir nærværende oppfinnelse stål med hoy strekkfasthet av bainittisk struktur med hoy slagseighet og tilstrekkelig sveiseevne. Stål av særlig betydning for nærværende oppfinnelse inneholder C 0,05 - 0,15%, Si 0,05 - 0,6%, Mn 0,5 - 1,4% og Mo 0,1 - 0,8% og Al og/eller Ti i mengder av 0,01 - 0,09% Al og/eller 0,001 - 0,15% Ti, hvorved det samlede innhold av Mn og Mo ligger mellom 1,1 og 1,7% og resten av stålet består av Fe og noen uunngåelige urenheter.

Stål av foran angitte sammensetning oppvarmes over A^ som et punkt for omvandling og kjoles derpå fra 800° til 500°C i lopet av 3 - 50 sekunder og kontinuerlig fra 500° til 200°C på mere enn 20 sekunder og danner derved den bainittiske struktur, som gir stål av hoy strekkfasthet for sveisekonstruksjoner. Fig. 1 er et diagram som viser forholdet mellom mengden av Mn + Mo og flytegrensen og strekkfastheten for stål ifblge nærværende oppfinnelse. Fig. 2 er et diagram som viser forholdet mellom mengden av Mn + Mo og slagseigheten for stål efter nærværende oppfinnelse. Fig. 3 er et kontinuerlig kjoleomvandlingsdiagram for stål ved varmebehandling efter nærværende oppfinnelse. Fig. 4 er et diagram som viser forholdet mellom mengden av Mn + Mo og kjbletiden for stålet ifblge nærværende oppfinnelse. Fig. 5 er et diagram som viser forholdet mellom karbonekvivalent og flytegrense, strekkfasthet, og flytegrenseforholdet for stålet efter nærværende oppfinnelse i sammenligning med bråkjblt og anlopet stål av vanlig type. Fig. 6 er et fotografi som viser mikrostrukturen for stålet efter nærværende oppfinnelse.

Forst og fremst er den kjemiske sammensetning av stålet efter nærværende oppfinnelse C 0,05 - 0,15%, si 0,05 - 0,6%, Mn 0,5 - 1,4% og Mo 0,1 - 0,8% og Al og/eller Ti i mengder av 0,0l - 0,09 Al og/eller 0,001 - 0,15% Ti, og dessuten Ni under 2,0% når slagseighet er nddvendig, og videre ett eller flere av folgende elementer: mindre enn 0,12% V, mindre enn 0,04% Nb og mindre enn 0,005% B når strekkfastheten skal okes uten å senke slagseigheten.

I dette tilfelle, når innholdet av C er mere enn 0,15%, kan en sveisevarmepåvirket sone bli betraktelig herdet, og sveisesprekker har tilbøyelighet til lett å inntreffe og martensitt-strukturen kan dannes på grunn av varmebehandlingen, av hvilken grunn innholdet av C gjores mindre enn 0,15%, og samtidig fastlegges det til mere enn 0,05% for å oke strekkfastheten.

Når innholdet av Si utgjor mere enn 0,6% reduseres sveisbarheten for stålet og samtidig må mere enn 0,05% av Si være tilstede i stålet for dettes fremstilling, slik at et egnet område for innholdet av Si velges til 0,05 - 0,6%.

Mn er kjent for å være et effektivt legeringselement for å oke strekkfastheten for stålet, men for hoyt innhold av dette forårsaker herdning av en sveisevarmepåvirket sone og samtidig blir folsomheten hos stålet for dannelse av sveisesprekker hoy på en måte liknende den for innholdet av C. Derfor, for å opprettholde egnet strekkfasthet, fastlegges innholdet av dette element til mere enn 0,5% og mindre enn 1,4% ut fra sveisbarhetsbetraktnin-ger.

Likeledes velges innholdet av Mo til mere enn 0,1% ut fra strekk-fasthetsbetraktninger og mindre enn 0,8% ut fra sveisbarhetsbe-traktninger.

Med henvisning til den kjemiske sammensetning for stål med hoy strekkfasthet efter nærværende oppfinnelse er Mn og Mo kjent som viktige elementer for å gi stål av bainittisk struktur med hoy strekkfasthet og hoy slagseighet.

I denne henseende viser fig. 1 forholdet mellom mengden av Mn + Mo og strekkfastheten som skyldes varmebehandlingen, hvor absissen angir Mn + Mo i %, og ordinaten angir flytegrense og strekkfasthet for stål og klarlegger derved disses innbyrdes forhold. Som det klart fremgår fra dette forhold må mengden av Mn + Mor være over 1,1% for å gi strekkfasthet hoyere enn 60 kg/mm .

Likeledes viser fig. 2 forholdet mellom mengden av Mn + Mo og slagseighet, hvor absissen angir Mn + Mo i % og ordinaten angir absorbert energi for stålet ved 0°c ved 2 mm V^formet Charpy slagprove ved 0°C. Mengden av Mn + Mo viser seg nemlig å være mindre enn 1,7% for å oppnå en verdi over 4,8 kg-meter ved 0°c.

Fra disse resultater gjengitt i fig. 1 og 2 velges innholdet av Mn + Mo mellom mere enn 1,1% og mindre enn 1,7% med henvisning til. den kjemiske sammensetning av stål efter nærværende oppfinnelse.

Forsåvidt elementet Al angår, er 0,01 - 0,09% nodvendig for desoksydasjon og for å gi fine krystalkorn i stålet, men mere enn 0,09% forer til senkning av slagseigheten i motsetning til det opprinnelige krav, og mindre enn 0,01% ville være ubrukelig.

Ti, som omtrent har den samme virkning som Al, kan brukes som erstatning for dette ved desoksydasjon og for å gi fine krystall-korn. I dette tilfelle fås virkningen av Ti best mellom 0,001 - 0,15%. Det er også mulig å bruke de to elementene Al og Ti sammen.

Skjbnt Ni er et effektivt element for å oke slagseigheten, gir for hoyt innhold grunn til okonomiske ulemper, slik at innholdet fastlegges til under 2,0% for stål med hoy strekkfasthet efter nærværende oppfinnelse.

Tilsetningen av V, Nb og B i små mengder finnes effektive for å oke strekkfastheten, og derfor kan ett eller to av dem tilsettes i den kjemiske sammensetning for stålet forsåvidt det forblir innen et område som ikke forårsaker vesentlig senkning av slagseigheten. I dette tilfelle kan mengden av tilsetning av disse elementer være for V mindre enn 0,12%, Nb mindre enn 0,04% og B mindre enn 0,005%, slik som det fremgår av utforelsesformer som vil bli beskrevet nedenfor.

Ved siden av forannevnte kjemiske sammensetning er det klart at noen uunngåelige urenheter er tilstede i stålet.

Betingelsene for varmebehandling av stålet med hoy strekkfasthet efter nærværende oppfinnelse vil bli forklart i detalj nedenfor.

Fig. 3 viser nemlig et kontinuerlig kjoleomvandlingsdiagram (CCT) ved varmebehandling ved 900<0>C av stål efter nærværende oppfinnelse som inneholder C 0,12%, Si 0,27%, Mn 1,05%, Mo 0,3% og Al 0,018%.

I denne fig. 3 angir absissen kjoletiden fra 800°C (sekunder, logaritmisk inndeling), og ordinaten angir temperaturer (C lik inndeling), som viser en omdannelse av stål, hvor A er austenitt-sonen, F er den opprinnelige ferrittsone, P er parlittsonen, B er bainittsonen og M er martensittsonen. Samtidig viser linjen a - b - c utgangspunktet for martensittomdannelse (Ms punktet). Linjen d-e viser det tilnærmede avslutningspunkt for marten-sittomdannelsen (Mf punktet) og linjen e - f viser det omtrent-lige avslutningspunkt. for bainittomdannelsen (Bf).

På denne tegning er kjolekurven 1 en kritisk kjolekurve for dannelsen av den opprinnelige ferrittstruktur, 2 er en kritisk kjolekurve for alle strukturer for å bli bainitt og 3 er en kritisk kjolekurve for alle strukturer for å bli martensitt.

Fra dette CCT diagram er det funnet at det dannes det opprinnelige ferritt når kjolebetihgelsene har forlopet over en kurve langsommere enn kjolekurven 1, slik at strekkfastheten og slagseigheten senkes tilsvarende.

Hele strukturen omdannes til martensitt ved kjoling hurtigere enn kjolekurven 3, slik at hoy strekkfasthet sikres, men slagseigheten er markert senket.

Det dannes en blandingsstruktur av bainitt og martensitt ved kjoling mellom kjolekurvene 2 og 3, slik at okningen av slagseighet ikke kan ventes på grunn av martensittstrukturen som er blan-det med denne.

Derfor, for å tilfredsstille både strekkfastheten og slagseigheten samtidig er det nodvendig å sikre dannelsen av den fine bainitiske struktur.

Med hensyn til kjolebetingelsene for jdette formål må kjolebehandlingen foregå innen området for kjolekurvene 1 og 3 i tilfelle av nedkjoling til 500°C nær en temperatur ekvivalent til Ms-punktet.

Kjoletiden fra 800° ned til 500°C må nemlig være innen området

o for S., til sekunder. Folgelig, da kjolebehandlingen fra 500 C og nedover er kjent å påvirke omdannelsen av martensitt på den mest påfallende måte, slik at den må utfores i S sekunder som kjoletiden fra 500° ned til 200°C med henvisning til den kritiske kjolekurve 2, hvor intet martensitt dannes, dannes det ingen martensitt-struktur når kjolebehandlingen utfores på mere enn S2 sekunder fra 500° ned til 200°C.

For å gi den fine bainittiske struktur fra foran angitte kjole-betingelser er det nodvendig innen området til S 1 sekunder å kjole fra 800 ned til 500 C og derefter på mere enn S2 sekunder kontinuerlig fra 500° ned til 200°C.

Disse kritiske kjoletider vil variere med forskjellige kjemiske sammensetninger for stål.

I denne henseende viser tabell 2 den kjemiske sammensetning for stål efter nærværende oppfinnelse og , S2 og sekunder som oppnås fra CCT efter varmebehandlingen ved 900°C.

Fig. 4 viser forholdet mellom den kjemiske sammensetning for stål og S^, S2 og sekunder, hvor absissen angir Mn + Mo i %

(lik inndeling) som er parameter for den kjemiske sammensetning for stål, og ordinaten angir S^, S ? og (sekunder, logaritmisk

inndeling) og klarlegger således forholdet mellom Mn + Mo i %

og Sp S2 og Sj.

Fra resultatene i fig. 2 og 3 som beskrevet foran vil det finnes nodvendig å bestemme området Mn + Mo til mere enn 1,1% og mindre enn 1,7% for å tilfredsstille betingelsene for både strekkfasthet og slagseighet samtidig.

Fra fig. 4 vil det således finnes at S1 er 50 sekunder, S2 9,8 sekunder og S3 1,4 sekunder i tilfelle at Mn + Mo er 1,1% og S er 95 sekunder, S 2 20 sekunder og S_ 2,8 sekunder i tilfelle av Mn + Mo er 1,7%.

Fra foran angitte resultater er det klart at efter at stål efter nærværende oppfinnelse er blitt oppvarmet over A-j som et punkt for omvandling, kjoles det i lopet av 3 - 50 sekunder fra 800° ned til 500°C og kjoles ytterligere i mere enn 20 sekunder kontinuerlig fra 500° ned til 200°C for oppnåelse av den fine bainittiske struktur.

På denne måte utsettes stål for varmebehandling efter nærværende oppfinnelse for å sikre dannelsen av den fine bainittiske struktur med tilstrekkelig strekkfasthet og slagseighet.

Imidlertid, hvis hoyere slaggseighet er bnsket anlopes stålet ved temperaturer under A^ som et punkt for omvandling for at det kan oppnås på denne måte.

Således kan en anlopningsbehandling utfores hvis nodvendig slik som det er antydet foran. I det fblgende skal oppfinnelsen forklares nærmere ved noen ut-for el seseksempl er .

Tabell 3 viser de kjemiske sammensetninger, betingelser for varmebehandling og mekaniske egenskaper for stål efter nærværen-

de oppfinnelse.

Utforelseseksemplene i tabell 3 henviser til stål som har vært utsatt for varmebehandling efter nærværende oppfinnelse uten an-lbpningsbehandling, og hvor det er funnet mulig å oppnå hoy strekkfasthet over 70 kg/mm^ på basis av den kjemiske sammensetning for stålet efter nærværende oppfinnelse.

Utforelseseksemplene i tabell 4 vedrorer stål som er utsatt for kjolingsbetingelser efter nærværende oppfinnelse fulgt av en an-lbpsnigsbehandling.

Som det fremgår klart fra disse eksempler kan slagseigheten vesentlig forbedres ved anlbpning.

Fig. 5 viser forholdet mellom Ceq på den ene side og henholdsvis flytegrense, strekkfasthet og flytegrense/strekkfasthet-forholdet på den annen side for stål efter nærværende oppfinnelse.

I dette diagram betegner absissen Ceq og ordinaten angir flyte-grenses tr ekkf asthet og flytegrenseforhold, og klarlegger disses innbyrdes sammenheng og viser samtidig en sammenlikning med stål med hoy strekkfasthet efter vanlig bråkjbling og anlbp-ningsbehandling.

Kurven 1 i diagrammet viser flytegrense, 2 strekkfasthet og 3 flytegrense/strekkf asthet-f orholdet for stål efter nærværende oppfinnelse, mens kurven 1' viser flytegrense, 2' strekkfasthet og 3' flytegrense/strekkfasthet-forholdet for stål av vanlig type som vist i tabell 1.

Som det fremgår klart fra dette forhold, for lik Ceq, bemerkes det at stål efter nærværende oppfinnelse finnes å vise en hbyere flytegrense og hbyere strekkfasthet og et lavere flytegrense/- strekkfasthet-forhold enn stål ay vanlig type. D.v.s., for samme styrkenivå viser stål efter nærværende oppfinnelse en mindre herdende tendens for sveisevarmepåvirket sone, lavere folsom-het for dannelsen av sveisesprekker og bedre sveisbarhet enn andre stål av vanlig art.

At flytegrenseforholdet av stål efter nærværende oppfinnelse er såpass lavt kan vel tilskrives dets sikkerhet mot spenningskon-sentrasjon, muligheten for lav sikkerhetsgrad og hoyere konstruk-sjbnsspenninger enn for andre stål av vanlig type.

Tabell 5 viser maksimal hårdhet for en sveisevarmepåvirket sone

av stål B og prosentandelen av rotsprekker ved Y-fuge-innspent spr.ekkproven som vist i tabell 3.

Som det klart fremgår fra disse resultater finnes herdharheten

for sveisevarmepåvirket sone lav for fasthet over 70 kg/mm 2 og det dannes ingen sveisesprekker i det hele tatt uten forvarm-

ning ved bruk av vanlige dekkede buesveisingsmetoder.

Fig. 6 viser et mikrofotografi av stål B som angitt i tabell 3 (forstorrelse x 500), fra hvilket mikrostrukturen av stål med hoy strekkfasthet efter nærværende oppfinnelse viser seg å være av fin bainittisk struktur.

Kort sagt, ved å fjerne den alminnelige fordom at det betraktes vanskelig å oppnå stål med hoy strekkstyrke over et stort strekkfasthetsområde på grunn av den påståtte lave slagseighet for den bainittiske struktur, viser nærværende oppfinnelse at det kan fremskaffes nye stål med hoy strekkfasthet med bainittisk struktur.

Stål med hoy strekkfasthet efter nærværende oppfinnelse kan dessuten brukes for fremstilling av stålplater og produkter av smidd stål, stopestål, formet stål, stålror, stålstenger og virematerialer.

Claims (1)

1. Fremgangsmåte for fremstilling av et bainittisk stål med hoy strekkfasthet for sveisekonstruksjoner, og som består av 0,05 - 0,15% C, 0,05 - 0,6% Si, 0,5 - 1,4% Mn, 0,1 - 0,8% Mo, idet det samlede innhold av Mn og Mo ligger mellom 1,1 og 1,7%, Al og/ eller Ti i mengder av 0,01 - 6,09% Al og/eller 0,001 - 0,15% Ti, eventuelt ett eller flere av folgende elementer: mindre enn 2,0% Ni, mindre enn 0,12% V, mindre enn 0,04% Nb, og mindre enn 0,005% B, og resten Fe samt uunngåelige urenheter, karakterisert ved at stålet efter oppvarmning over o3 mv- an5d0 lisnekguspnudnekr toet g kAo.,n, tkinjuoelres lig fra fra 800 50o 0 C o C ned titl il 200 50o0 C oC på i melorpe et ennav 20 sekunder, eventuelt efterfulgt av en anlopning.