[go: up one dir, main page]

RU2152450C1 - Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления - Google Patents

Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2152450C1
RU2152450C1 RU97111868/02A RU97111868A RU2152450C1 RU 2152450 C1 RU2152450 C1 RU 2152450C1 RU 97111868/02 A RU97111868/02 A RU 97111868/02A RU 97111868 A RU97111868 A RU 97111868A RU 2152450 C1 RU2152450 C1 RU 2152450C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
strength
niobium
vanadium
temperature
Prior art date
Application number
RU97111868/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU97111868A (ru
Inventor
Джейянг Ку
Майкл Дж. Лутон
Original Assignee
Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=23374261&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2152450(C1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани filed Critical Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани
Publication of RU97111868A publication Critical patent/RU97111868A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2152450C1 publication Critical patent/RU2152450C1/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies

Landscapes

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

Abstract

Изобретение относится к высокопрочным низколегированным сталям для трубопроводов, способным к вторичному упрочнению и имеющим в зоне термического влияния прочность, которая по существу равна прочности остальной части трубы, и к способам изготовления листа-заготовки для трубы. Техническим результатом изобретения является создание такой низколегированной сверхвысокопрочной стали для трубопроводов толщиной по меньшей мере 10, предпочтительно 15 и более, предпочтительно 20 мм, которая имела бы предел текучести по меньшей мере около 827 МПа и предел прочности при разрыве по меньшей мере около 896 МПа и при этом обеспечивала бы постоянство качества изделия. Технический результат достигается следующим образом. Получают сталь методом вакуумно-индукционной плавки, разливают в заготовки, нагревают до температуры выше 1100°С, т.е. выше температуры рекристаллизации аустенита, прокатывают, повторно прокатывают при температуре ниже точки рекристаллизации аустенита, охлаждают водой от температуры выше точки Ar3 до температуры не ниже 400°С, после чего проводят отпуск при температуре ниже точки превращения Ас1. 2 с. и 16 з.п.ф-лы, 6 ил, 3 табл.

Description

Изобретение относится к трубе для трубопровода, выполненной из сверхвысокопрочной листовой стали, обладающей хорошей свариваемостью, высокой прочностью в зоне термического влияния (далее ЗТВ) и высокой вязкостью при низких температурах. Более конкретно оно относится к высокопрочным низколегированным сталям для трубопроводов, способным к вторичному упрочнению и имеющим в ЗТВ прочность, которая по существу равна прочности остальной части трубы, и к способу изготовления листа-заготовки для трубы.
Наиболее высокий предел текучести коммерчески доступной стали для изготовления труб для трубопроводов составляет около 550 МПа (80 ksi). Экспериментально получена сталь более высокой прочности, например до 690 МПа (100 ksi), однако до ее безопасного использования в производстве труб для трубопроводов следует решить несколько проблем. Одна из них касается использования бора как компонента стали. Хотя бор и увеличивает прочность, боро- содержащие стали плохо поддаются обработке, что приводит к неравномерности качества изделий и к повышенной склонности к растрескиванию при коррозии под нагрузкой.
Другой проблемой, связанной с высокопрочными, т.е. имеющими предел текучести более 550 МПа (80 ksi) сталями, является разупрочнение ЗТВ после сварки. Из-за циклических изменений температуры во время сварки ЗТВ претерпевает локальное фазовое превращение или отжиг, приводящее к значительному (примерно до 15% и более) разупрочнению ЗТВ в сравнении с основным металлом.
Известные способы получения высокопрочной стали до сих пор не позволяли получать такую сталь с хорошей способностью к обработке и минимальными потерями прочности в ЗТВ при сварке.
Например, из SU 1447889, 1988, известен способ изготовления высокопрочной низколегированной стали, включающий нагрев стальной заготовки, обжатие заготовки для получения листа за один или более проходов в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, дополнительное обжатие листа за один или более проходов во втором температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки A3, и охлаждение. Однако известный способ не обеспечивает хорошую обрабатываемость и свариваемость высокопрочной стали при сохранении высокой прочности в ЗТВ.
Задачей изобретения является создание такой низколегированной сверхвысокопрочной стали для трубопроводов толщиной по меньшей мере 10, предпочтительно 15 и более предпочтительно - 20 мм, которая имела бы предел текучести по меньшей мере около 827 МПа (120 ksi) и предел прочности при разрыве по меньшей мере около 896 МПа (130 ksi) и при этом обеспечивала бы постоянство качества изделия, по существу исключая или по меньшей мере снижая потерю прочности в ЗТВ из-за циклических изменений температуры во время сварки, и имела бы достаточную прочность при средней и низкой температуре окружающей среды.
Дополнительная задача состоит в создании удобной для производителя стали с уникальной способностью вторичного упрочнения в широком диапазоне параметров термообработки, например времени и температуры.
Указанная задача решается тем, что в способе изготовления высокопрочной низколегированной стали, включающем нагрев стальной заготовки, обжатие заготовки для получения листа за один или более проходов в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, дополнительное обжатие листа за один или более проходов во втором температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки Ar3, и охлаждение, нагрев стальной заготовки ведут до температуры, достаточной для растворения всех карбонитридов ниобия и карбонитридов ванадия, охлаждение дополнительно обжатого листа осуществляют водой до температуры выше точки Ar3, но не выше 400oC, при этом сталь имеет предел текучести по меньшей мере около 830 МПа и содержит ниобий и ванадий в общем количестве мас.% не менее 0,1.
Нагрев стальной заготовки для растворения всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия можно вести до температуры примерно от 1100oC до 1250oC.
Обжатие заготовки можно осуществлять со степенью деформации около 30-70%, а дополнительное обжатие - около 40-70%. После охлаждения в воде лист можно подвергать отпуску при температуре, не превышающей точки превращения Aс1, в течение времени, достаточного для выделения ε- меди и карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена.
Отпуск можно проводить в температурном диапазоне 400-700oC . Охлаждение водой можно проводить со скоростью по меньшей мере около 20oC/с.
Лист можно формовать в трубу и раздавать на 1-3%.
Сталь может иметь химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%:
углерод - 0,03 - 0,12
кремний - 0,01 - 0,50
марганец - 0,40 - 2,0
медь - 0,50 - 2,0
никель - 0,50 - 2,0
ниобий - 0,03 - 0,12
ванадий - 0,03 - 0,15
молибден - 0,20 - 0,80
титан - 0,005 - 0,03
алюминий - 0,01 - 0,05
железо - остальное
Pcm - меньше или равно 0,35
где Pcm является параметром упрочняемости, который представляет собой следующую величину:
Figure 00000002

в которой С, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo и V - содержание соответствующих элементов в стали, мас.%, и он является показателем, по которому определяют прочность и свариваемость стали. Этот показатель известен в данной области техники и в промышленности (см. например, "Introduction to the Physical Metallurgy of Welding", Kenneth Easterling, 1983, p.224).
Сталь может дополнительно содержать хром в мас.% 0,3-1,0.
Сталь может содержать ванадий и ниобий, каждый в концентрации не менее 0,04 мас.%.
Указанная задача решается также тем, что в изобретении предложена высокопрочная низколегированная сталь, которая имеет предел текучести по меньшей мере около 830 МПа, преимущественно мартенситно-бейнитную фазу с частицами ε-меди, карбидов, нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена, в которой суммарная концентрация ванадия и ниобия составляет не менее 0,1 мас.%.
Сталь может быть выполнена в виде листа толщиной по меньшей мере около 10 мм.
Сталь может дополнительно содержать растворенные ванадий и ниобий.
Концентрации ванадия и ниобия могут в отдельности составлять в мас.% не менее 0,4.
Сталь может иметь химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%:
углерод - 0,03 - 0,12
кремний - 0,01 - 0,50
марганец - 0,40 - 2,0
медь - 0,50 - 2,0
никель - 0,50 - 2,0
ниобий - 0,03 - 0,12
ванадий - 0,03-0,15
молибден - 0,20 - 0,80
титан - 0,005 - 0,03
алюминий - 0,01 - 0,05
железо - остальное
Pcm - меньше или равно 0,35
где Pcm является параметром упрочняемости, как указано выше.
Сталь может дополнительно содержать от 0,3 до 1,0 мас.% хрома.
Прочность зоны термического влияния после сварки может составлять по меньшей мере 95% от прочности основного металла.
Прочность зоны термического влияния после сварки может составлять по меньшей мере 98% от прочности основного металла.
Поставленная задача согласно изобретению решена тем, что между химическим составом стали и способом ее получения достигнуто такое соответствие, которое позволяет производить такую высокопрочную сталь с номинальным минимумом предела текучести выше 690 МПа (100 ksi), предпочтительно выше 758 МПа (110 ksi) и более предпочтительно выше 827 МПа (120 ksi), из которой может быть изготовлена труба для трубопровода, сохраняющая после сварки прочность в ЗТВ по существу на том же уровне, что и у остальной части трубы. При этом данная сверхвысокопрочная низколегированная сталь практически не содержит бор, т. е. его концентрация составляет менее 5 ppm, предпочтительно менее 1 ppm, а более предпочтительно - не содержит бор, а изготовленная из нее труба сохраняет качества заготовки и не подвержена поверхностному растрескиванию при коррозии под нагрузкой.
В предпочтительном варианте сталь имеет по существу однородную микроструктуру, содержащую главным образом мелкие зерна термообработанных мартенсита и бейнита, и может вторично упрочняться выпавшими частицами ε-Cu и карбидов или нитридов или карбонитридов V, Nb и Мо. Эти выпавшие частицы, особенно ванадия, снижают разупрочнение 3ТВ, вероятно, из-за предотвращения удаления дислокаций в зонах нагрева до температур не выше точки Ac1 (от которой начинается образование аустенита), или благодаря проявлению дисперсионного упрочнения в зонах нагрева до температур выше точки Ac1, либо вследствие того и другого.
Стальной лист согласно изобретению получают изготовлением известным способом заготовки из стали, имеющей следующий химический состав (в мас.%):
C - 0,03 - 0,12, предпочтительно 0,05 - 0,09
Si - 0,10 - 0,50
Mn - 0,40 - 2,0
Cu - 0,50 - 2,0, предпочтительно 0,6 - 1,5
Ni - 0,50 - 2,0
Nb - 0,03 - 0,12, предпочтительно 0,04 - 0,08
V - 0,03 - 0,15, предпочтительно 0,04 - 0,08
причем сумма концентраций ниобия и ванадия не менее 0,1%,
Mo - 0,20 - 0,80, предпочтительно 0,3 - 0,6
Cr - 0,30 - 1,0, предпочтительно для H2-атмосферы, содержащей водород
Ti - 0,005 - 0,03
Al - 0,01 - 0,05
Pcm - Не более 0,35
Fe и случайные примеси - Остальное
Следует отметить снижение до минимума количества таких широко известных примесей, как азот, фосфор и сера, хотя некоторое количество азота, как объяснено ниже, желательно для получения замедляющих рост зерна частиц TiN. В предпочтительном варианте содержание азгота находится в пределах 0,001 - 0,01%, серы - не более 0,01% и фосфора - не более 0,01%. Данный химический состав стали не содержит бор в том смысле, что бор не добавляют и его количество должно быть менее 5 ppm, предпочтительно менее 1 ppm.
На фиг. 1 представлен график зависимости предела прочности при разрыве листовой стали (ось ординат, ksi) от температуры термообработки (ось абсцисс, oC) и, схематически, дополнительный эффект твердения/упрочнения, связанный с выделением ï-меди и карбидов и карбонитридов молибдена, ванадия и ниобия.
На фиг. 2 представлена микрофотография, полученная в трансмиссионном электронном микроскопе и выполненная методом светлого поля и показывающая зернистую бейнитную микроструктуру сплава A2 в закаленном виде.
На фиг. 3 представлена микрофотография, полученная в трансмиссионном электронном микроскопе, выполненная методом светлого поля и показывающая пластинчатую мартенситную микроструктуру сплава A1 в закаленном виде.
На фиг. 4 представлена микрофотография, полученная в трансмиссионном электронном микроскопе, выполненная методом светлого поля, на которой представлен сплав A2, закаленный и отпущенный при температуре 600oC в течение 30 мин (дислокации, возникшие при закалке, по существу сохранены после отпуска, что указывает на превосходную стабильность данной микроструктуры).
Фиг. 5 - сильно увеличенное изображение выпавших частиц, полученное трансмиссионной электронной микрофотографией методом темного поля и показывающее комплексное, смешанное выделение компонентов в сплаве A1, который закален и отпущен при 600oC в течение 30 мин (самые крупные глобулярные частицы - это ï-Cu, а более мелкие частицы относятся к типу (V,Nb)(C,N); тип (Mo,V, Nb)(C, N) представлен мелкими иглами, которые находятся в некоторых дислокациях, пронизывая их).
Фиг. 6 - диаграмма микротвердости по Виккерсу (ордината) сварного шва и ЗТВ для сталей A1 (квадраты) и A2 (треугольники) при подаче тепла 3 кДж/мм (для сравнения штриховой линией показана типичная микротвердость коммерчески доступной менее прочной стали марки Х100 для трубопровода).
Стальную заготовку обрабатывают нагревом до достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия температуры (предпочтительно 1100-1250oC); первой горячей прокаткой обжатием заготовки на 30-70% с образованием листа за один или несколько проходов при первом температурном режиме, при котором происходит рекристаллизация аустенита; второй горячей прокаткой с обжатием на 40-70% за один или несколько проходов при втором температурном режиме с несколько меньшей, чем в первом, температурой, при котором не происходит рекристаллизация аустенита, но выше точки превращения Аr3 начала перехода аустенита в феррит при охлаждении стали; закалкой прокатанного листа охлаждением в воде от температуры не ниже точки превращения Ar3 до температуры не выше 400oC со скоростью по меньшей мере 20oC/c, предпочтительно по меньшей мере около 30oC/c; отпуском закаленного прокатанного листа при температуре не выше точки превращения Ac1 начала образования аустенита при нагреве стали в течение времени, достаточного для выпадения по меньшей мере одного или нескольких компонентов из ряда: ï-Cu, карбиды, нитриды или карбонитриды V, Nb и Мо.
Сверхвысокопрочные стали обязательно должны обладать рядом свойств, обуславливаемых присутствием химических элементов и термомеханической обработкой, и даже малые изменения химического состава стали могут привести к значительным изменениям характеристик готового изделия. Ниже описана роль различных легирующих элементов и предпочтительные пределы их содержания в заявленной стали.
Углерод обеспечивает матричное упрочнение любых сталей и сварных швов независимо от их микроструктуры и дисперсионное упрочнение главным образом вследствие образования частиц или кристаллов Nb(C,N), V(C,N) и Mo2C, если они достаточно мелки и многочисленны. Кроме того, выделение Nb(C,N) во время горячей прокатки замедляет рекристаллизацию и предупреждает рост зерна, и тем самым служит средством улучшения качества зерна аустенита, обеспечивая увеличение как прочности, так и вязкости при низкой температуре. Углерод также усиливает способность принимать закалку, т.е. образовывать более твердую и более прочную микроструктуру при охлаждении стали. При содержании углерода < 0,03% этот упрочняющий эффект не наблюдается, а при > 0,12% сталь будет подвержена растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ее вязкость, включая ЗТВ в зоне сварного шва, будет ниже.
Марганец упрочняет матрицу стали и шва и значительно улучшает способность принимать закалку. Минимум Mn, необходимый для достижения требуемой прочности - 0,4%. Подобно углероду, Mn в избытке ухудшает вязкость листа и шва и также вызывает растрескивание при сварке на холоду в полевых условиях, поэтому его верхний предел - 2,0%. Этот предел также нужен для предотвращения сильной сегрегации по осевой линии в полученных методом непрерывной разливки трубопроводных сталях, которая способствует растрескиванию под воздействием водорода (далее - РВВ).
Кремний всегда вводят в сталь в качестве раскислителя в количестве по меньшей мере 0,1%. Он также служит эффективным упрочнителем твердого раствора феррита. Взятый в избытке кремний отрицательно влияет на вязкость в ЗТВ, которая при его концентрации > 0,5% снижается до неприемлемого уровня.
Ниобий добавляют для улучшения качества зерна в микроструктуре стали после прокатки, которое повышает как прочность, так и вязкость. Выделение Nb(C,N) при горячей прокатке замедляет рекристаллизацию и препятствует росту зерна, служа средством улучшения качества зерна аустенита. Он сообщает дополнительную прочность при отпуске благодаря выпадению частиц Nb(C,N). Однако его избыток отрицательно влияет на свариваемость и вязкость в ЗТВ, поэтому верхний предел его концентрации 0,12%.
Титан при добавлении в небольшом количестве образует мелкие частцы TiN, которые могут способствовать улучшению мелкозернистости структуры после прокатки и действовать в качестве замедлителя роста зерна в ЗТВ стали, тем самым повышая вязкость. Ti добавляют столько, чтобы соотношение Ti/N составляло 3/4, что способствует соединению свободного азота с титаном с образованием частиц TiN. Это же соотношение также обеспечивает образование таких мелкодисперсных частиц TiN при непрерывном литье стальной заготовки, которые замедляют рост зерна аустенита при последующих повторном нагреве и горячей прокатке. Избыток Ti ухудшает вязкость стали и сварных швов из-за образования более крупных частиц Ti(C,N). Концентрация Ti < 0,005% не может обеспечить достаточную мелкозернистость, а > 0,03% вызывает ухудшение вязкости.
Медь вводят для дисперсионного упрочнения при отпуске стали после прокатки образованием ее мелких частиц в матрице стали. Cu также повышает сопротивление коррозии и РВВ. Избыток Cu вызывает чрезмерное дисперсионное упрочнение и ухудшает вязкость и сообщает стали склонность к поверхностному растрескиванию при горячей прокатке, поэтому верхний предел концентрации меди - 2,0%.
Никель добавляют для противодействия вредному влиянию меди на поверхностное растрескивание при горячей прокатке. Он также улучшает вязкость стали и ее ЗТВ. В общем, никель полезен, но при его концентрации > 2% появляется тенденция к усилению сульфидного растрескивания под нагрузкой. Поэтому его вводят до 2%.
Алюминий добавляют к этим сталям как раскислитель в количестве по меньшей мере 0,01%. Он также играет важную роль в обеспечении вязкости в ЗТВ удалением свободного азота из ее крупнозернистой области, где теплота сварки частично расплавляет TiN с высвобождением азота. При повышенном (> 0,05%) содержании алюминия появляется тенденция к образованию включений типа Al2O3, отрицательно влияющих на вязкость стали и ее ЗТВ.
Ванадий добавляют для дисперсионного упрочнения при выпадении мелких частиц VC в стали при отпуске и в ее ЗТВ при охлаждении после сварки. При растворении в аустените V весьма благоприятно влияет на способность принимать закалку. Поэтому он полезен для сохранения прочности высокопрочной стали в ЗТВ. Верхний предел 0,15% установлен потому, что избыток V приводит к растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях, а также ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ.
Молибден повышает упрочняемость стали при непосредственной закалке с образованием прочной микроструктуры матрицы и обеспечивает дисперсионное упрочнение при отпуске вследствие выпадения частиц Mo2C и карбида NbMo. Избыток Мо способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому установлен верхний предел 0,8%.
Хром также повышает упрочняемость стали при непосредственной закалке. Он улучшает сопротивление коррозии и РВВ. В частности, он предпочтителен для предотвращения доступа водорода, ибо способствует образованию на поверхности стали оксидной пленки с высоким содержанием Cr2O3. При концентрации Cr < 0,3% устойчивый слой Cr2O3 на стальной поверхности не образуется. Подобно молибдену, избыток Cr способствует растрескиванию при сварке на холоду в полевых условиях и ухудшает вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому верхний предел его концентрации 1,0%.
Проникновение и включение азота в сталь невозможно предотвратить при ее выплавке. В заявленной стали его примесь полезна для формирования мелких частиц TiN, которые предотвращают рост зерна при горячей прокатке с улучшением качества прокатанной стали и ее ЗТВ. Для получения необходимого количества фракции TiN нужно по меньшей мере 0,001% азота. Однако его избыток отрицательно влияет на вязкость стали и ее ЗТВ, поэтому максимум концентрации азота установлен на уровне 0,01%.
Хотя ныне и созданы высокопрочные стали с пределом текучести > 827 МПа (120 ksi), их вязкость и свариваемость не отвечают требованиям, предъявляемым к трубам для трубопровода, из-за характерного для этих материалов относительно высокого (т.е. более указанного в этой заявке Pcm 0,35) эквивалента углерода.
Основной целью термомеханической обработки служит достижение достаточно тонкой микроструктуры отпущенного мартенсита и бейнита, которая вторично упрочняется еще более мелкими дисперсными частицами ï-меди, Mo2C, V(C,N) и Nb(C,N). Тонкие пластинки отпущенного мартенсита/бейнита придают полученному материалу высокую прочность и хорошую вязкость при низкой температуре. Таким образом, нагретые зерна аустенита, во-первых, измельчают до размера, например не более 20 мкм, во-вторых, деформируют и сплющивают так, чтобы их поперечный размер стал еще меньшим, например не более 8-10 мкм, и, в-третьих, эти сплющенные зерна аустенита наполняют дислокациями с высокой плотностью и зонами сдвига. Это приводит к высокой плотности потенциальных узлов кристаллизации для образования переходных фаз при охлаждении стальной заготовки после горячей прокатки. Другая цель состоит в сохранении достаточного количества Cu, Мо, V и Nb по существу в твердом растворе после охлаждения заготовки до комнатной температуры, чтобы они при отпуске могли выделиться в виде ï-Cu, Мо2C, V, Nb(C,N) и V(C,N). Поэтому температура повторного нагрева перед горячей прокаткой заготовки должна удовлетворять как требованию повышения растворимости Cu, V, Nb и Мо, так и требованию предотвращения расплавления образовавшихся во время непрерывной разливки стали частиц TiN и, тем самым, предотвращения укрупнения зерен аустенита перед горячей прокаткой. Для достижения обеих целей температура повторного нагрева сталей заявленного состава перед горячей прокаткой должна быть не ниже 1100oC и не выше 1250oC, а ее конкретную величину в заявленных пределах можно легко определить для любого состава стали либо экспериментально, либо расчетами на подходящей модели.
Температура, служащая границей между этими двумя температурными диапазонами, т.е. диапазоном рекристаллизациии и диапазоном, в котором рекристаллизация не происходит, зависит от температуры нагрева перед прокаткой, концентраций углерода и ниобия и степени обжатия, достигнутого за проходы прокатки. Для каждого состава стали эта температура может быть определена либо экспериментально, либо расчетами на модели.
Наряду с приданием аустениту мелкозернистости эти параметры горячей прокатки обеспечивают увеличение плотности дислокаций в его зернах из-за образования деформационных зон и, тем самым, повышают плотность потенциальных узлов в деформированном аустените для кристаллизации переходных продуктов во время охлаждения после прокатки. Если же обжатие при прокатке в "рекристаллизационном" температурном режиме уменьшить, а в исключающем рекристаллизацию температурном режиме увеличить, то аустенит не станет достаточно мелкозернистым, и это увеличение размеров зерен аустенита понизит как прочность, так и вязкость и станет причиной увеличения склонности к коррозионному растрескиванию под нагрузкой. С другой стороны, при увеличении обжатия при прокатке в "рекристаллизационном" температурном режиме и его уменьшении в исключающем рекристаллизацию температурном режиме образование деформационных зон и субструктур дислокаций в зернах аустенита будет недостаточным для обеспечения достаточного измельчения переходных продуктов при охлаждении стали после прокатки.
После чистовой прокатки сталь закаливают в воде, охлаждая ее от температуры не ниже точки превращения Ar3 до температуры не выше 400oC. Воздушное охлаждение неприменимо, ибо приведет к превращению аустенита в агрегатированный феррит/перлит, что снижает прочность. Кроме того, при воздушном охлаждении будет выделяться и перестаревать медь, становясь фактически бесполезной для дисперсионного упрочнения при отпуске.
При завершении охлаждения водой при температуре > 400 oC упрочнение вследствие превращений при охлаждении будет недостаточным, и прочность стального листа снизится.
Изготовленный горячей прокаткой и охлажденный водой стальной лист далее отпускают при температуре не выше точки превращения Ac1. Отпуск необходим для улучшения вязкости стали и обеспечения достаточного по существу равномерного по всей микроструктуре выделения ï-Cu, Mo2C, Nb(C,N) и V(C,N) для увеличения прочности. Следовательно, вторичное упрочнение достигается совместным действием частиц ï- Cu, Mo2C, V(C,N) и Nb(C,N). Максимальное упрочнение частицами ï- Cu и Mo2C происходит в температурном диапазоне 450-550oC, а частицами V(C,N)/Nb(C,N) - в температурном диапазоне 550-650oC. Использование частиц этих видов для вторичного упрочнения обеспечивает такую характеристику упрочнения, на которую отклонения в составе или микроструктуре матрицы оказывают минимальное влияние, чем достигается равномерное упрочнение по всему листу. Следовательно, сталь необходимо отпускать в течение по меньшей мере 10, предпочтительно по меньшей мере 20, например в течение 30 мин, при температуре в пределах 400-700oC, предпочтительно 500-650oC.
Несмотря на относительно низкое содержание углерода, полученная описанным способом сталь обладает высокой прочностью и высокой вязкостью при высокой однородности по всей толщине листа. Кроме того, наличие и дополнительное выделение во время сварки частиц V(C,N) и Nb(C,N) ослабляет тенденцию к разупрочнению ЗТВ. Более того, заметно снижена подверженность стали РВВ. Вызванный сваркой термический цикл создает ЗТВ, которая может распространяться от линии проплавления на 2-5 мм. В этой зоне возникает температурный градиент, например от около 700oC до около 1400oC , который распространяется на объемы, где - от более низкой к более высокой температуре - происходят: разупрочнение из-за высокотемпературного отпуска и разупрочнение из-за аустенизации и медленного охлаждения. В первом таком объеме имеющиеся ванадий и ниобий и их карбиды или нитриды предотвращают или существенно снижают разупрочнение путем сохранения высокой плотности дислокаций и субструктур; во втором таком объеме образуются дополнительные частицы карбонитрида ванадия и ниобия, которые сводят разупрочнение до минимума. Эффект дисперсной структуры таков, что при вызванных сваркой циклических изменениях температуры в ЗТВ сохраняется по существу такая же прочность, как и у остальной, основной стали трубы для трубопровода. Снижение прочности в этой зоне составляет менее 10, предпочтительно менее 5, а более предпочтительно менее чем примерно 2%, от прочности основной стали. Иначе, прочность в ЗТВ после сварки составляет по меньшей мере около 90, предпочтительно около 95 и более предпочтительно - около 98% от прочности основного металла. Прочность в ЗТВ сохраняется прежде всего вследствие суммарной концентрации ванадия и ниобия более 0,1% и - в предпочтительном варианте - из-за присутствия каждого из них в количестве более 0,4%.
Трубу изготовляют из листа известным методом U-O-E, согласно которому лист изгибают U- и затем О-образно и О-образную заготовку раздают на 1-3%. Формование и раздача с сопутствующими эффектами механического упрочнения обеспечивают максимальную прочность трубы для трубопровода.
Следующие примеры служат для иллюстрации описанного выше изобретения.
Примеры осуществления изобретения
Порцию каждого сплава в количестве 500-фунтов (226,8 кг) с приведенным ниже химическим составом и прочностью получили методом вакуумно-индукционной плавки, разлили в заготовки и оттянули в плиты толщиной 100 мм, а затем для придания соответствующих характеристик подвергли горячей прокатке, как описано ниже. В Таблице 1 приведен химический состав (в мас. %) сплавов А1 и А2.
Для получения требуемой микроструктуры отлитые заготовки перед прокаткой должны быть соответственно повторно нагреты. Повторный нагрев служит для существенного растворения в аустените карбидов и карбонитридов Mo, Nb и V с тем, чтобы эти элементы при дальнейшей обработке стали могли повторно выделиться в более подходящем виде, т.е. в виде мелких частиц, выкристаллизовавшихся в аустените перед закалкой, а также при отпуске и сварке продуктов превращения аустенита. Согласно изобретению повторный нагрев проводят в течение 2 часов при температурах 1100-1250oC, а более конкретно 1240oC для сплава A1 и 1160oC для сплава А2 для каждого. Структура сплава и термомеханическая обработка приведены в соответствие, обеспечивающее следующее распределение таких сильных источников карбонитридов, как Nb и V: а) около трети их выделяется в аустените перед закалкой; б) около трети их выделяется в продуктах превращения аустенита при отпуске после закалки; в) около трети их остается в твердом растворе, чтобы выделиться в ЗТВ для устранения обычного понижения твердости, наблюдаемого в сталях с пределом текучести выше 550 МПа (80 ksi).
В таблице 2 показан термомеханический режим прокатки квадратного листа с исходной толщиной 100 мм для сплава А1. Режим прокатки для сплава А2 был таким же, за исключением температуры нагрева, которая составляла 1160oC.
Сталь подвергли закалке со скоростью охлаждения 30oC/с от температуры завершающего прохода прокатки до комнатной температуры. Эта скорость обеспечила требуемую после закалки микроструктуру, состоящую преимущественно из бейнита и/или мартенсита, или более предпочтительно - 100% пластинчатого мартенсита.
Обычно при старении сталь разупрочняется и теряет твердость и прочность, приобретенные при закалке; уровень такого понижения прочности зависит от конкретного состава стали. В заявленных сталях это естественное понижение прочности-твердости по существу исключено или значительно снижено благодаря комбинированному мелкодисперсному выделению ï-Cu, VC, NbC и Mo2C.
Отпуск проводили при различных температурах от 400 до 700oC в течение 30 мин, после чего следовало охлаждение водой или воздухом, предпочтительно водой, до комнатной температуры.
Структура множественного вторичного упрочнения, происшедшего благодаря частицам выделенных компонентов и повлиявшая на прочность стали, для сплава A1 схематически показана на фиг. 1. После закалки эта сталь имеет высокую твердость и прочность, которые, однако, будут легко утрачены при отсутствии компонентов, способствующих вторичному упрочнению в температурном диапазоне старения от 400oC до 700oC, как схематически показано непрерывно опускающейся штриховой линией. Сплошной линией показаны достигнутые характеристики заявленной стали. Прочность этой стали при разрыве практически не ухудшается при старении в широком диапазоне температур от 400oC до 650oC. Упрочнение происходит вследствие выделения частиц ï-Cu, Mo2C, VC, NbC, которое происходит и достигает пика при разных режимах в указанном широком диапазоне температур старения и обеспечивает кумулятивную прочность, которая компенсирует снижение прочности, обычно происходящее при старении не имеющих сильных источников карбидов углеродистых и низколегированных мартенситных сталей. Сплав А2 с более низким содержанием углерода и Pcm характеризуется такими же процессами вторичного упрочнения, что и сплав А1, однако уровень прочности у него был ниже, чем у сплава А1 при любых режимах обработки.
На фигурах 2 и 3 приведены примеры микроструктуры после закалки, где видна преимущественно зернистая бейнитная и мартенситная микроструктура соответствующего сплава. Повышенная закаливаемость сплава А1 из-за повышенного содержания легирующих элементов подтверждена его пластинчатой мартенситной структурой, а сплав А2 характеризуется преимущественно зернистым бейнитом. Следует отметить, что даже после отпуска при 600oС оба сплава продемонстрировали отличную стабильность икроструктуры (фиг. 4) с незначительным восстановлением в субструктуре дислокаций и небольшим ростом ячеек/пластинок/зерна.
При отпуске в интервале температур от 500oC до 650oC выделение способствующих вторичному упрочнению компонентов наблюдалось прежде всего в виде кристаллов ï-Cu, а также глобулярных и игольчатых частиц типа Mo2C и (Nb, V)C. Выпавшие частицы имели размеры от 10 до 150 ангстрем. Очень сильное увеличение при трансмиссионной электронной микрофотографии, сделанное выборочно для выделения частиц методом темного поля, показано на фиг. 5.
В таблицу 3 сведены данные о прочности при разрыве и вязкости при низких температурах окружающей среды. Ясно, что прочность при разрыве сплава A1 превышает требуемый согласно изобретению минимум, а сплав A2 отвечает этому требованию. Согласно техническим условиям E 23 Американского общества по испытанию материалов (ASTM) на вырезанных вдоль и поперек листа образцах с V-образным надрезом по Шарпи при комнатной температуре и при -40oC были проведены испытания на ударную вязкость. При всех параметрах отпуска сплав А2 имел более высокую ударную вязкость, значительно превышающую 200 Дж при -40oC. Сплав А1 при его сверхвысокой прочности также продемонстрировал отличную ударную вязкость (более 100 Дж при -40oC), а предпочтительная вязкость стали не менее 120 Дж при -40oC.
На фиг. 6 графически показаны данные по микротвердости, полученные на лабораторном сварном шве для заявленных сталей в сравнении с соответствующими характеристиками коммерчески доступной менее прочной стали для трубопроводов Х100. Лабораторную сварку проводили с подачей тепла 3 кДж/мм. Показаны также кривые твердости в ЗТВ сварки. Стали согласно изобретению демонстрируют высокое сопротивление разупрочнению ЗТВ - менее 2% в сравнении с твердостью основного металла. Для сравнения можно отметить, что у известной стали Х100, которая имеет значительно меньшую прочность и твердость основного металла, чем сталь А1, наблюдается значительное (около 15%) разупрочнение в ЗТВ. Это еще более впечатляет, если учесть хорошо известный факт, что поддерживать прочность в ЗТВ на уровне основного металла тем труднее, чем выше прочность основного металла. Высокая прочность в ЗТВ заявленной стали достигается, когда подача тепла при сварке находится в пределах 1-5 кДж/мм.

Claims (16)

1. Способ изготовления высокопрочной низколегированной стали, включающий нагрев стальной заготовки, обжатие заготовки для получения листа за один или более проходов в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, дополнительное обжатие листа за один или более проходов во втором температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита, но выше точки Ar3, и охлаждение, отличающийся тем, что нагрев стальной заготовки ведут до температуры, достаточной для растворения всех карбонитридов ниобия и карбонитридов ванадия, охлаждение дополнительно обжатого листа осуществляют водой до температуры выше точки Ar3, но не выше 400oC, при этом сталь имеет предел текучести, по меньшей мере, около 830 МПа и содержит ниобий и ванадий в общем количестве мас.% не менее 0,1.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что нагрев стальной заготовки для растворения всех карбонитридов ванадия и карбонитридов ниобия ведут до температуры примерно 1100 - 1250oC.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что обжатие заготовки осуществляют со степенью деформации около 30 - 70%, а дополнительное обжатие - около 40 - 70%.
4. Способ по п. 1, отличающийся тем, что после охлаждения в воде лист подвергают отпуску при температуре, не превышающей точки превращения Ас1 в течение времени, достаточного для выделения ε-меди и карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена.
5. Способ по п.4, отличающийся тем, что отпуск проводят в температурном диапазоне 400 - 700oC.
6. Способ по п. 1, отличающийся тем, что охлаждение водой проводят со скоростью, по меньшей мере, около 20oC/с.
7. Способ по п.1, отличающийся тем, что лист формуют в трубу и раздают на 1 - 3%.
8. Способ по п.1, отличающийся тем, что сталь имеет химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%:
Углерод - 0,03 - 0,12
Кремний - 0,01 - 0,50
Марганец - 0,40 - 2,0
Медь - 0,50 - 2,0
Никель - 0,50 - 2,0
Ниобий - 0,03 - 0,12
Ванадий - 0,03 - 0,15
Молибден - 0,20 - 0,80
Титан - 0,005 - 0,03
Алюминий - 0,01 - 0,05
Железо - Остальное
Рсm - Меньше или равно 0,35
9. Способ по п.8, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит, мас.%: 0,3 - 1,0 Cr.
10. Способ по п.8, отличающийся тем, что сталь содержит ванадий и ниобий каждый в концентрации не менее 0,04 мас.%.
11. Высокопрочная низколегированная сталь, отличающаяся тем, что сталь имеет предел текучести, по меньшей мере, около 830 МПа, преимущественно мартенситно-бейнитную фазу с частицами ε-меди, карбидов, нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена, в которой суммарная концентрация ванадия и ниобия составляет не менее 0,1 мас.%.
12. Сталь по п.11, отличающаяся тем, что она выполнена в виде листа толщиной, по меньшей мере, около 10 мм.
13. Сталь по п.11, отличающаяся тем, что сталь дополнительно содержит растворенные ванадий и ниобий.
14. Сталь по п.13, отличающаяся тем, что концентрации ванадия и ниобия в отдельности составляют, мас.%: не менее 0,4.
15. Сталь по п.11, отличающаяся тем, что сталь имеет химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%:
Углерод - 0,03 - 0,12
Кремний - 0,01 - 0,50
Марганец - 0,40 - 2,0
Медь - 0,50 - 2,0
Никель - 0,50 - 2,0
Ниобий - 0,03 - 0,12
Ванадий - 0,03 - 0,15
Молибден - 0,20 - 0,80
Титан - 0,005 - 0,03
Алюминий - 0,01 - 0,05
Железо - Остальное
Рсm - Меньше или равно 0,35
16. Сталь по п. 15, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит, мас.%: от 0,3 до 1,0 хрома.
17. Сталь по п. 14, отличающаяся тем, что прочность зоны термического влияния после сварки составляет, по меньшей мере, 95% от прочности основного металла.
18. Сталь по п. 14, отличающаяся тем, что прочность зоны термического влияния после сварки составляет, по меньшей мере, 98% от прочности основного металла.
RU97111868/02A 1994-12-06 1995-12-01 Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления RU2152450C1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US08/349,857 1994-12-06
US08/349,857 US5545269A (en) 1994-12-06 1994-12-06 Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU97111868A RU97111868A (ru) 1999-05-27
RU2152450C1 true RU2152450C1 (ru) 2000-07-10

Family

ID=23374261

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU97111868/02A RU2152450C1 (ru) 1994-12-06 1995-12-01 Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления

Country Status (10)

Country Link
US (2) US5545269A (ru)
EP (1) EP0796352B1 (ru)
JP (1) JP3990724B2 (ru)
CN (1) CN1075117C (ru)
BR (1) BR9509968A (ru)
CA (1) CA2207382C (ru)
DE (1) DE69527801T2 (ru)
RU (1) RU2152450C1 (ru)
UA (1) UA44290C2 (ru)
WO (1) WO1996017964A1 (ru)

Cited By (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2222631C1 (ru) * 2002-08-21 2004-01-27 ООО "Сорби стил" Сталь для мостостроения
RU2268950C2 (ru) * 2001-01-26 2006-01-27 Юзинор Высокопрочная изотропная сталь, способ получения листовой стали и получаемый листовой прокат
RU2293769C2 (ru) * 2001-12-14 2007-02-20 ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН Трехфазные нанокомпозитные стали
RU2293768C2 (ru) * 2001-12-14 2007-02-20 ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН Нанокомпозитные мартенситные стали
RU2329308C2 (ru) * 2002-12-17 2008-07-20 Тиссенкрупп Шталь Аг Способ производства изделия из стали
RU2331698C2 (ru) * 2003-12-19 2008-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления
RU2333284C2 (ru) * 2003-01-15 2008-09-10 Юзинор Горячекатаная высокопрочная сталь и способ получения ленты из горячекатаной высокопрочной стали
RU2354716C2 (ru) * 2004-10-20 2009-05-10 АРСЕЛОР Франс Способ получения устойчивого к коррозии холоднокатаного листа из аустенитной стали, содержащей железо, углерод и марганец, имеющей высокие механические свойства, и полученный таким способом лист
RU2371485C2 (ru) * 2004-12-29 2009-10-27 ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН Высокопрочные легированные стали с четырьмя фазами
RU2397268C2 (ru) * 2006-03-07 2010-08-20 Арселормитталь Франс Способ производства стального листа с очень высокими характеристиками прочности на разрыв, пластичности и ударной прочности и изготовленный по способу лист
RU2397269C2 (ru) * 2008-10-15 2010-08-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Высокопрочная свариваемая сталь
RU2407819C2 (ru) * 2006-04-13 2010-12-27 Усуй Кокусай Сангио Кайся, Лтд. Стальная трубка в качестве топливопровода высокого давления
RU2442830C1 (ru) * 2010-10-08 2012-02-20 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства высокопрочных стальных фабрикатов
RU2463375C2 (ru) * 2008-03-26 2012-10-10 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Высокопрочная стальная труба типа uoe с великолепной деформируемостью и ударной вязкостью при низких температурах в зоне термического воздействия при сварке
RU2470087C2 (ru) * 2008-05-21 2012-12-20 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы
RU2472868C2 (ru) * 2007-12-03 2013-01-20 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Сталь для высокопрочных деталей из лент, листов или труб с превосходной деформируемостью и особо пригодная для способов высокотемпературного нанесения покрытий
RU2493287C2 (ru) * 2008-12-26 2013-09-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства
RU2509171C1 (ru) * 2010-02-04 2014-03-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная сварная стальная труба и способ ее получения
RU2528560C2 (ru) * 2009-12-23 2014-09-20 Смс Зимаг Аг Способ горячей прокатки сляба и стан горячей прокатки
RU2562582C1 (ru) * 2011-08-09 2015-09-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения
RU2574148C2 (ru) * 2011-11-25 2016-02-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Сталь для сварки
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
RU2629420C1 (ru) * 2016-05-30 2017-08-29 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства высокопрочного проката повышенной хладостойкости

Families Citing this family (57)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5900075A (en) * 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
CA2230396C (en) * 1997-02-25 2001-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
JPH10237583A (ja) 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
US20030136476A1 (en) * 1997-03-07 2003-07-24 O'hara Randy Hydrogen-induced-cracking resistant and sulphide-stress-cracking resistant steel alloy
TW444109B (en) * 1997-06-20 2001-07-01 Exxon Production Research Co LNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles
TW396254B (en) * 1997-06-20 2000-07-01 Exxon Production Research Co Pipeline distribution network systems for transportation of liquefied natural gas
TW366411B (en) * 1997-06-20 1999-08-11 Exxon Production Research Co Improved process for liquefaction of natural gas
TW359736B (en) * 1997-06-20 1999-06-01 Exxon Production Research Co Systems for vehicular, land-based distribution of liquefied natural gas
DZ2528A1 (fr) * 1997-06-20 2003-02-01 Exxon Production Research Co Conteneur pour le stockage de gaz natural liquéfiesous pression navire et procédé pour le transport de gaz natural liquéfié sous pression et système de traitement de gaz natural pour produire du gaz naturel liquéfié sous pression.
EP1015651B1 (en) 1997-07-28 2004-02-25 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
CA2295586C (en) * 1997-07-28 2007-05-15 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness
BR9811052A (pt) * 1997-07-28 2000-08-15 Exxonmobil Upstream Res Co Processo para produzir aço
DE69834932T2 (de) * 1997-07-28 2007-01-25 Exxonmobil Upstream Research Co., Houston Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultratief-temperaturzähigkeit
TW459053B (en) * 1997-12-19 2001-10-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
DZ2527A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques.
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
TW454040B (en) * 1997-12-19 2001-09-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
TW459052B (en) * 1997-12-19 2001-10-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
CA2277392C (en) * 1998-07-10 2004-05-18 Ipsco Inc. Differential quench method and apparatus
JP3562353B2 (ja) * 1998-12-09 2004-09-08 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
TNSN99233A1 (fr) * 1998-12-19 2001-12-31 Exxon Production Research Co Aciers de haute resistance avec excellente tenacite de temperature cryogenique
CZ293084B6 (cs) * 1999-05-17 2004-02-18 Jinpo Plus A. S. Ocele pro žárupevné a vysokopevné tvářené součásti, obzvláště trubky, plechy a výkovky
JP3514182B2 (ja) * 1999-08-31 2004-03-31 住友金属工業株式会社 高温強度と靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法
US6315946B1 (en) * 1999-10-21 2001-11-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Ultra low carbon bainitic weathering steel
US6774185B2 (en) 2001-04-04 2004-08-10 Bridgestone Corporation Metal hydroxide filled rubber compositions and tire components
JP3846246B2 (ja) 2001-09-21 2006-11-15 住友金属工業株式会社 鋼管の製造方法
JP2005525509A (ja) 2001-11-27 2005-08-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 天然ガス車両のためのｃｎｇ貯蔵及び送出システム
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
EP1473376B1 (en) 2002-02-07 2015-11-18 JFE Steel Corporation High strength steel plate and method for production thereof
CA2378934C (en) 2002-03-26 2005-11-15 Ipsco Inc. High-strength micro-alloy steel and process for making same
US7220325B2 (en) * 2002-04-03 2007-05-22 Ipsco Enterprises, Inc. High-strength micro-alloy steel
RU2241780C1 (ru) * 2003-12-30 2004-12-10 Закрытое акционерное общество Научно-производственное объединение "ПОЛИМЕТАЛЛ" Сталь
RU2245375C1 (ru) * 2004-02-03 2005-01-27 ОАО "Синарский трубный завод" Способ термомеханической обработки труб
RU2252972C1 (ru) * 2004-06-07 2005-05-27 Закрытое акционерное общество Научно-производственное объединение "ПОЛИМЕТАЛЛ" Труба для нефте-, газо- и продуктопроводов и способ ее производства
US20070068607A1 (en) * 2005-09-29 2007-03-29 Huff Philip A Method for heat treating thick-walled forgings
DE102005051052A1 (de) * 2005-10-25 2007-04-26 Sms Demag Ag Verfahren zur Herstellung von Warmband mit Mehrphasengefüge
US8118949B2 (en) * 2006-02-24 2012-02-21 GM Global Technology Operations LLC Copper precipitate carburized steels and related method
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP5442456B2 (ja) * 2007-02-27 2014-03-12 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 軸方向の大きい塑性歪みに適応する炭素鋼構造およびパイプライン中の耐食合金溶接部
US20090301613A1 (en) 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
BRPI0903892B1 (pt) 2008-03-31 2017-12-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Fire-resistant steels presenting resistance to the fragilization of reeling of the weld board and tenacity and methods of production of the same
US10351922B2 (en) 2008-04-11 2019-07-16 Questek Innovations Llc Surface hardenable stainless steels
WO2009126954A2 (en) * 2008-04-11 2009-10-15 Questek Innovations Llc Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
US7931758B2 (en) * 2008-07-28 2011-04-26 Ati Properties, Inc. Thermal mechanical treatment of ferrous alloys, and related alloys and articles
CN102400063A (zh) * 2010-09-15 2012-04-04 鞍钢股份有限公司 屈服强度550Mpa的超高强船体及海洋平台用钢及其生产方法
KR101095911B1 (ko) 2011-09-29 2011-12-21 한국기계연구원 저온인성이 우수한 용접성 초고강도강
EP2927338B1 (en) * 2013-01-24 2016-11-02 JFE Steel Corporation HOT-ROLLED STEEL PLATE FOR HIGH-STRENGTH LINE PIPE AND HAVING TENSILE STRENGTH OF AT LEAST 540 MPa
US20150368736A1 (en) * 2013-01-24 2015-12-24 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for high strength linepipe
US9493855B2 (en) 2013-02-22 2016-11-15 The Nanosteel Company, Inc. Class of warm forming advanced high strength steel
JP5608280B1 (ja) * 2013-10-21 2014-10-15 大同工業株式会社 チェーン用軸受部、その製造方法、及びそれを用いたチェーン
EP2984199A4 (en) * 2014-02-24 2016-12-14 Nanosteel Co Inc HIGH-STRENGTH IMPROVED STEEL FORMWORK
US9850553B2 (en) 2014-07-22 2017-12-26 Roll Forming Corporation System and method for producing a hardened and tempered structural member
WO2017208329A1 (ja) * 2016-05-31 2017-12-07 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れた高張力鋼板
CN112375973B (zh) * 2020-10-26 2022-12-20 佛山科学技术学院 一种用于建筑幕墙工程的高强钢结构件及其热处理工艺
CN115198175B (zh) * 2022-06-17 2023-04-07 鞍钢集团北京研究院有限公司 具有耐海洋生物附着性能的960MPa级超高强钢板及其制造方法
EP4450671A1 (en) * 2023-04-18 2024-10-23 SSAB Technology AB Steel product and method of manufacturing the same

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1158602A1 (ru) * 1982-07-08 1985-05-30 Tsnii Chernoj Metallurg "cпocoб tepmomexahичeckoй oбpaбotkи лиctob из hизkoлeгиpobahhoй ctaли"
SU1361195A1 (ru) * 1985-12-02 1987-12-23 Производственное объединение "Новокраматорский машиностроительный завод" Сталь
SU1447889A1 (ru) * 1987-02-06 1988-12-30 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им.И.П.Бардина Способ термомеханической обработки толстолистовой стали
RU2044069C1 (ru) * 1994-03-31 1995-09-20 Акционерное общество открытого типа "Носта" Способ производства листового проката
SU1788758A1 (ru) * 1988-06-17 1996-08-20 И.В. Горынин Способ получения листового проката из аустенитных марганцовистых сталей
RU2100471C1 (ru) * 1996-06-14 1997-12-27 Акционерное общество "Кузнецкий металлургический комбинат" Рельсовая сталь

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3860456A (en) * 1973-05-31 1975-01-14 United States Steel Corp Hot-rolled high-strength low-alloy steel and process for producing same
JPS57134514A (en) * 1981-02-12 1982-08-19 Kawasaki Steel Corp Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability
JPS59100214A (ja) * 1982-11-29 1984-06-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> 厚肉高張力鋼の製造方法
JPS6299438A (ja) * 1985-10-24 1987-05-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 不安定破壊伝播停止能力を有する耐摩耗性高性能レ−ル
JP2870830B2 (ja) * 1989-07-31 1999-03-17 日本鋼管株式会社 耐ｈｉｃ特性に優れた高張力高靭性鋼板の製造方法
JPH0681078A (ja) * 1992-07-09 1994-03-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 低降伏比高強度鋼材およびその製造方法
US5310431A (en) * 1992-10-07 1994-05-10 Robert F. Buck Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof
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

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU1158602A1 (ru) * 1982-07-08 1985-05-30 Tsnii Chernoj Metallurg "cпocoб tepmomexahичeckoй oбpaбotkи лиctob из hизkoлeгиpobahhoй ctaли"
SU1361195A1 (ru) * 1985-12-02 1987-12-23 Производственное объединение "Новокраматорский машиностроительный завод" Сталь
SU1447889A1 (ru) * 1987-02-06 1988-12-30 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им.И.П.Бардина Способ термомеханической обработки толстолистовой стали
SU1788758A1 (ru) * 1988-06-17 1996-08-20 И.В. Горынин Способ получения листового проката из аустенитных марганцовистых сталей
RU2044069C1 (ru) * 1994-03-31 1995-09-20 Акционерное общество открытого типа "Носта" Способ производства листового проката
RU2100471C1 (ru) * 1996-06-14 1997-12-27 Акционерное общество "Кузнецкий металлургический комбинат" Рельсовая сталь

Cited By (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2268950C2 (ru) * 2001-01-26 2006-01-27 Юзинор Высокопрочная изотропная сталь, способ получения листовой стали и получаемый листовой прокат
RU2293769C2 (ru) * 2001-12-14 2007-02-20 ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН Трехфазные нанокомпозитные стали
RU2293768C2 (ru) * 2001-12-14 2007-02-20 ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН Нанокомпозитные мартенситные стали
RU2222631C1 (ru) * 2002-08-21 2004-01-27 ООО "Сорби стил" Сталь для мостостроения
RU2329308C2 (ru) * 2002-12-17 2008-07-20 Тиссенкрупп Шталь Аг Способ производства изделия из стали
RU2333284C2 (ru) * 2003-01-15 2008-09-10 Юзинор Горячекатаная высокопрочная сталь и способ получения ленты из горячекатаной высокопрочной стали
RU2331698C2 (ru) * 2003-12-19 2008-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления
RU2354716C2 (ru) * 2004-10-20 2009-05-10 АРСЕЛОР Франс Способ получения устойчивого к коррозии холоднокатаного листа из аустенитной стали, содержащей железо, углерод и марганец, имеющей высокие механические свойства, и полученный таким способом лист
RU2371485C2 (ru) * 2004-12-29 2009-10-27 ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН Высокопрочные легированные стали с четырьмя фазами
RU2397268C2 (ru) * 2006-03-07 2010-08-20 Арселормитталь Франс Способ производства стального листа с очень высокими характеристиками прочности на разрыв, пластичности и ударной прочности и изготовленный по способу лист
US10370746B2 (en) 2006-03-07 2019-08-06 Arcelormittal Process for manufacturing steel sheet
RU2407819C2 (ru) * 2006-04-13 2010-12-27 Усуй Кокусай Сангио Кайся, Лтд. Стальная трубка в качестве топливопровода высокого давления
US8147623B2 (en) 2006-04-13 2012-04-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel pipe as fuel injection pipe
RU2472868C2 (ru) * 2007-12-03 2013-01-20 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Сталь для высокопрочных деталей из лент, листов или труб с превосходной деформируемостью и особо пригодная для способов высокотемпературного нанесения покрытий
RU2463375C2 (ru) * 2008-03-26 2012-10-10 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Высокопрочная стальная труба типа uoe с великолепной деформируемостью и ударной вязкостью при низких температурах в зоне термического воздействия при сварке
RU2470087C2 (ru) * 2008-05-21 2012-12-20 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы
US10190187B2 (en) 2008-05-21 2019-01-29 Arcelormittal Manufacturing method for very high-strength, cold-rolled, dual-phase steel sheets
RU2397269C2 (ru) * 2008-10-15 2010-08-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Высокопрочная свариваемая сталь
RU2493287C2 (ru) * 2008-12-26 2013-09-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал с высокой стойкостью к инициированию вязких трещин от зоны, подвергнутой действию сварочного тепла, и базовый материал, а также способ их производства
RU2528560C2 (ru) * 2009-12-23 2014-09-20 Смс Зимаг Аг Способ горячей прокатки сляба и стан горячей прокатки
RU2509171C1 (ru) * 2010-02-04 2014-03-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная сварная стальная труба и способ ее получения
US8974610B2 (en) 2010-02-04 2015-03-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength welded steel pipe and method for producing the same
RU2442830C1 (ru) * 2010-10-08 2012-02-20 Федеральное государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства высокопрочных стальных фабрикатов
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
RU2562582C1 (ru) * 2011-08-09 2015-09-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения
RU2574148C2 (ru) * 2011-11-25 2016-02-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Сталь для сварки
RU2629420C1 (ru) * 2016-05-30 2017-08-29 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства высокопрочного проката повышенной хладостойкости

Also Published As

Publication number Publication date
JPH10509768A (ja) 1998-09-22
CA2207382C (en) 2007-11-20
CN1075117C (zh) 2001-11-21
DE69527801T2 (de) 2003-01-16
EP0796352A4 (en) 1998-10-07
EP0796352B1 (en) 2002-08-14
WO1996017964A1 (en) 1996-06-13
US5876521A (en) 1999-03-02
UA44290C2 (uk) 2002-02-15
US5545269A (en) 1996-08-13
EP0796352A1 (en) 1997-09-24
CN1168700A (zh) 1997-12-24
DE69527801D1 (de) 2002-09-19
JP3990724B2 (ja) 2007-10-17
MX9703873A (es) 1997-09-30
CA2207382A1 (en) 1996-06-13
BR9509968A (pt) 1997-11-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2152450C1 (ru) Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления
US5900075A (en) Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
RU2151214C1 (ru) Двухфазная сталь и способ ее изготовления
EP2371982B1 (en) Seamless steel pipe and method for manufacturing same
RU2147040C1 (ru) Высокопрочная двухфазная стальная пластина с повышенной жесткостью и пригодностью к сварке
JP7190216B2 (ja) 高強度鋼を熱処理する方法およびそれから得られる製品
US4946516A (en) Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking
WO2007074984A9 (en) High-strength steel bolt having excellent resistance for delayed fracture and method for producing the same
JP2024500851A (ja) 低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法
TW202210637A (zh) 由一鋼組合物製造高強度鋼管及其組件的方法
JP2020509193A (ja) 高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法
CN112877591A (zh) 一种高强韧五金工具及链条用钢及其制造方法
CN116648523A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
JP2023554438A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2692523B2 (ja) 溶接性と低温靱性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法
CN114134387A (zh) 一种抗拉强度1300MPa级厚规格超高强钢板及其制造方法
JP2000160286A (ja) ドリル被削性に優れた高強度高靱性非調質鋼材
KR102811823B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조방법
CN113718169B (zh) 一种焊接结构用高强度无缝钢管及其制造方法
KR20250084344A (ko) 수소취성 저항성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN116601320A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
JPH0673446A (ja) 高疲労強度熱間鍛造品の製造方法
KR20240106696A (ko) 내부식성 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20220119836A (ko) Nb 함유 철강절단용 나이프용 공구강 및 이의 제조방법
JP2023553169A (ja) 高温ｐｗｈｔ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20121202