RU2232196C2 - Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом - Google Patents
Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом Download PDFInfo
- Publication number
- RU2232196C2 RU2232196C2 RU2002103374/02A RU2002103374A RU2232196C2 RU 2232196 C2 RU2232196 C2 RU 2232196C2 RU 2002103374/02 A RU2002103374/02 A RU 2002103374/02A RU 2002103374 A RU2002103374 A RU 2002103374A RU 2232196 C2 RU2232196 C2 RU 2232196C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- composition
- carbon
- martensite
- microstructure
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 41
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 36
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 36
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims abstract description 22
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims abstract description 22
- 229910001339 C alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 10
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 75
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 75
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 50
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 46
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 39
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 34
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 20
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims abstract description 13
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 11
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims abstract description 10
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 37
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 30
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 30
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 24
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 23
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 23
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 22
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 12
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 10
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 6
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 claims 2
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 claims 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 abstract description 9
- 239000010409 thin film Substances 0.000 abstract description 7
- 239000010408 film Substances 0.000 abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 abstract 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 16
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 9
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 7
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000012084 conversion product Substances 0.000 description 3
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 2
- 230000008030 elimination Effects 0.000 description 2
- 238000003379 elimination reaction Methods 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 2
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 2
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 208000025865 Ulcer Diseases 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000009472 formulation Methods 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000011089 mechanical engineering Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000013049 sediment Substances 0.000 description 1
- 230000036269 ulceration Effects 0.000 description 1
Images
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
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Carbon And Carbon Compounds (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии. Способ получения легированных сталей, в которых высокая прочность и вязкость комбинируются с высокой коррозионной устойчивостью. В данном способе получают с помощью смещенной реечной микроструктуры, в которой смещенные рейки мартенсита по существу свободны от сдвоенного перемежения с тонкими пленками удерживаемого аустенита при отсутствии карбидов, нитридов и карбонитридов самоотпуска как в смещенных рейках мартенсита, так и в удерживаемых пленках аустенита. Такая микроструктура получается путем выбора состава сплава, в котором начальная температура мартенсита составляет 350°С или выше, или путем выбора режима охлаждения из фазы аустенита через область перехода мартенсита, при которой исключается попадание в области, в которых происходит самоотпуск. Кроме того, заявленные продукты получены при применении данного способа. Способ позволяет получить стали с высокой прочностью и вязкостью и высокую коррозионную стойкость. 8 н. и 20 з. п. ф-лы, 3 ил.
Description
ПРЕДПОСЫЛКИ ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Область техники
Настоящее изобретение относится к области легированных сталей, в частности сталей с высокой прочностью, вязкостью, коррозионной стойкостью, холодной формуемостью, а также к. технологии обработки легированных сталей, предназначенной для формирования микроструктур, которые позволяют получить сталь с определенными физическими и химическими свойствами.
2. Описание известного уровня техники
Легированные стали с высокой прочностью и вязкостью и с холодной формуемостью, микроструктура которых представляет собой композиты фаз мартенсита и аустенита, описаны в следующих американских патентах:
4,170,497 (авторы Gareth Thomas и Bangaru V.N. Rao), выдан 9 октября 1979 года;
4,170,499 (авторы Gareth Thomas и Bangaru V.N. Rao), выдан 9 октября 1979 года;
4,619,714 (авторы Gareth Thomas, Jae-Hwan Ahn и Nack-Joon Kim), выданной 28 октября 1986 года;
4,671,827 (авторы Gareth Thomas, Nack J. Kim, и Ramamoorthy Ramesh), выданный 9 июня 1987 года.
Микроструктура играет ключевую роль в получении свойств определенной легированной стали и при этом прочность и вязкость стали зависят не только от выбора и количества легирующих элементов, но также и наличных кристаллических фаз и их структуры. Для сталей, предназначенных для использования в определенных средах, требуется более высокая прочность и вязкость и в общем комбинация свойств, которые часто конфликтуют между собой, поскольку определенные легирующие элементы, придающие какое-либо из свойств, могут ухудшать другое.
Легированные стали, описанные в указанных выше патентах, представляют собой углеродистые легированные стали, которые имеют микроструктуры, состоящие из реечного мартенсита, перемежающегося тонкими пленками аустенита и с диспергированными мелкими зернами карбидов, образующихся при самоотпуске. Структура, в которой рейки одной фазы разделены тонкими пленками, другой называется "смещенной реечной" структурой, которая формируется путем первоначального нагрева сплава до диапазона аустенита, и затем охлаждением сплава до температуры ниже температуры перехода фазы в диапазон, при котором аустенит преобразуется в мартенсит, с последующей прокаткой для получения требуемой формы продукта и для улучшения структуры рейки, перемежающейся тонкой пленкой. Такая микроструктура является предпочтительной по сравнению со структурой сдвоенного мартенсита, так как реечная структура имеет большую вязкость. В патенте также описано, что избыток углерода в областях реек осаждается во время процесса охлаждения с формированием цементита (карбид железа, Fе3С) из-за явления, известного как "самоотпуск". Считается, что такие образующиеся при самоотпуске карбиды повышают жесткость стали.
Смещенная реечная структура позволяет получить стали с высокой прочностью, которые являются одновременно жесткими и пластичными, качество, которое необходимо для устойчивости к распространению трещин и для достаточной формуемости, для обеспечения возможности изготовления компонентов машиностроения из стали. Управление фазой мартенсита для получения смещенной реечной структуры вместо сдвоенной структуры является одним из наиболее эффективных средств достижения необходимых уровней прочности и жесткости, в то время как тонкие пленки удерживаемого аустенита способствуют таким качествам, как пластичность и формуемость. Получение такой смещенной реечной микроструктуры вместо менее предпочтительной сдвоенной структуры требует тщательного выбора состава легирующих элементов, поскольку состав легирующих элементов влияет на начальную температуру мартенсита, которая обычно обозначается как Ms, представляющую собой температуру, при которой начинает формироваться фаза мартенсита. Температура перехода мартенсита является одним из факторов, которые определяют, будет ли во время перехода фазы сформирована сдвоенная структура или смещенная реечная структура.
Во многих вариантах применения способность противостоять коррозии является чрезвычайно важным фактором для изготовления стальных компонентов. Это в особенности справедливо в отношении бетона, армированного стальными элементами, ввиду пористости бетона, и в отношении стали, которая используется во влажной среде вообще. Учитывая всегда предъявляемое требование в отношении стойкости к коррозии, постоянно делаются попытки разработать легированные стали с улучшенной стойкостью к коррозии. На решение этих и других проблем, относящихся к производству сталей с высокой прочностью и вязкостью, которые также являются стойкими к коррозии, направлено настоящее изобретение.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Было определено, что коррозия в смещенной реечной структуре может быть снижена благодаря устранению присутствия осадков таких, как карбиды, нитриды и карбонитриды, в структуре, включая осадки, получаемые при самоотпуске, и также включая продукты преобразования такие, как байнит и перлит, содержащие карбиды, нитриды или карбонтириды с различными морфологиями, в зависимости от состава, скорости охлаждения и других параметров процесса легирования. Было определено, что граница раздела между небольшими кристаллами этих осадков и фазой мартенсита, через которую осадки диспергируются, способствует коррозии, поскольку действует как гальваническая ячейка, и что изъязвление стали начинается в этих границах раздела. В соответствии с этим, настоящее изобретение частично относится к легированной стали со смещенной реечной микроструктурой, которая не содержит карбиды, нитриды или карбонитриды, а также к способу формирования легированной стали с такой микроструктурой. Настоящее изобретение также относится к определению условий получения этого типа микроструктуры при ограничении выбора и количества легирующих элементов так, чтобы начальная температура Ms мартенсита составляла 350°С или выше. Кроме того, настоящее изобретение относится к определению того, что хотя самоотпуск и другие средства осаждения карбида, нитрида или карбонитрида в смещенной реечной структуре могут быть исключены благодаря высокой скорости охлаждения, некоторые легирующие составы позволяют получить смещенную реечную структуру, свободную от продуктов и осадков самоотпуска, в общем при простом воздушном охлаждении. Эти и другие цели, свойства и преимущества настоящего изобретения будут лучше понятны из следующего далее описания.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
Фиг.1 изображает кинетическую диаграмму преобразования фазы, демонстрирующую процедуры и условия обработки сплавов в соответствии с настоящим изобретением.
Фиг.2 изображает схему, представляющую микроструктуру состава сплава в соответствии с настоящим изобретением.
Фиг.3 представляет диаграмму зависимости напряжения от деформации для четырех сплавов в соответствии с настоящим изобретением.
ОПИСАНИЕ КОНКРЕТНЫХ ВАРИАНТОВ ВОПЛОЩЕНИЯ
Самоотпуск сплава определенного состава происходит, когда фаза, находящаяся в напряженном состоянии из-за перенасыщения легирующим элементом, освобождается от напряжения путем осаждения избыточных количеств легирующего элемента в виде соединения с другим элементом состава сплава таким образом, что полученное в результате соединение оседает в изолированных областях, диспергированных по всей фазе, в то время как остальная часть фазы возвращается в насыщенное состояние. Самоотпуск приводит таким образом к осаждению избыточного углерода в виде карбида железа (Fе3С). Если в сплаве присутствует хром как дополнительный легирующий элемент, некоторое количество избыточного углерода также может осаждаться как трихром дикарбид (Сr3С2), и аналогичные карбиды могут осаждаться с другими легирующими элементами. Самоотпуск также приводит к тому, что избыток азота осаждается в виде нитридов или карбонитридов. Все эти осадки совместно называются в данном описании как "продукты самоотпуска (или продукты, получающиеся при самоотпуске)", и настоящее изобретение направлено на устранение этих продуктов и других продуктов преобразования, которые включают осадки как средство достижения цели снижения восприимчивости сплава к коррозии.
Устранение формирования продуктов самоотпуска и карбидов, нитридов и карбонитридов в общем достигается в соответствии с настоящим изобретением с помощью соответствующего выбора состава сплава и скорости охлаждения в диапазоне перехода мартенсита. Фазовые переходы, которые происходят при охлаждении сплава из фазы аустенита, управляются скоростью охлаждения на любом конкретном этапе охлаждения, и эти преобразования обычно представляют кинетическими диаграммами преобразования фазы, на вертикальной оси которых откладывается температура и на горизонтальной оси - время, которые представляют различные фазы в различных областях диаграммы, а линии между областями представляют условия, при которых происходят переходы из одной фазы в другую. Расположение пограничных линий на диаграмме преобразования фазы и, таким образом, областей, которые определяются этим граничными линиями, являются различными для различных составов сплава.
Пример такой фазовой диаграммы изображен на фиг.1. Диапазон перехода мартенсита представлен областью ниже горизонтальной линии 11, которая представляет начальную температуру Ms мартенсита, и область 12 выше этой линии представляет собой область, в которой преобладает фаза аустенита. С-образная кривая 13 в пределах области 12 над линией Ms разделяет область аустенита на две подобласти. Подобласть 14 слева от "С" представляет собой область, в которой сплав остается полностью в фазе аустенита, в то время как подобласть 15 справа от "С" представляет собой область, в который продукты самоотпуска и другие продукты преобразования содержат карбиды, нитриды или карбонитриды различных морфологий, такие как байнит и перлит, формируются в фазе аустенита. Положение линии Ms и положение и кривизна кривой "С" изменяются при выборе легирующих элементов и количества каждого из них.
Предотвращение формирования продуктов самоотпуска таким образом достигается путем выбора режима охлаждения, при котором устраняется пересечение с подобластью 15 продуктов самоотпуска (внутри кривой "С") или проход через нее. Если, например, используется постоянная скорость охлаждения, режим охлаждения будет представлен прямой линией, которая находится далеко в режиме 14 аустенита в нулевой момент времени и имеет постоянный (отрицательный) наклон. Верхний предел скорости охлаждения, при которой предотвращается попадание в подобласть 15 продуктов самоотпуска, представлен линией 16 на фигуре, которая является касательной к кривой "С". Для предотвращения формирования продуктов самоотпуска или карбидов вообще должна использоваться такая скорость охлаждения, которая представлена линией, проходящей слева от граничной линии 16 (то есть которая начинается в той же нулевой точке, но имеет более крутой наклон).
В зависимости от состава сплава, таким образом, скорость охлаждения, достаточно высокая для удовлетворения этого требования, может представлять собой скорость, для которой требуется использовать водяное охлаждение или скорость, которая может быть получена при воздушном охлаждении. В общем, если количество определенных легирующих элементов в составе сплава, который можно охлаждать воздухом и который имеет достаточно высокую скорость охлаждения, будет уменьшено, необходимо будет увеличить количество других легирующих элементов для сохранения возможности использовать воздушное охлаждение. Например, уменьшение одного или большего количества таких легирующих элементов, как углерод, хром или кремний, может быть скомпенсировано повышением количества такого элемента, как марганец.
Составы сплава, которые, например, содержат (i) от приблизительно 0,05 мас.% до приблизительно 0,1 мас.% углерода, (ii) кремний или хром в концентрации, по меньшей мере, приблизительно 2%, и (iii) марганец в концентрации, по меньшей мере, приблизительно 0,5%, (остальное - железо), предпочтительно охлаждать с помощью процесса закалки в воде. Конкретные примеры таких составов сплава представляют собой (А) сплав, в котором легирующие элементы составляют 2 мас.% кремния, 0,5 мас.% марганца и 0,1% углерода, и (В) сплав, в котором легирующие элементы составляют 2% хрома, 0,5% марганца и 0,05% углерода (железо составляет остальную часть пропорции). Примеры составов сплавов, которые могут охлаждаться с помощью воздушного охлаждения и в которых предотвращается формирование продуктов самоотпуска, представляют собой сплавы, которые содержат в качестве легирующих элементов от приблизительно 0,03 мас.% до приблизительно 0,05 мас.% углерода, от приблизительно 8% до приблизительно 12% хрома, и от приблизительно 0,2% до приблизительно 0,5% марганца (остальную часть пропорции составляет железо). Конкретные примеры таких составов сплавов представляют собой (А) сплавы, содержащие 0,5 мас.% углерода, 8 мас.% хрома и 0,5% марганца и (В) сплавы, содержащие 0,03% углерода, 12% хрома и 0,2% марганца. Следует подчеркнуть, что эти составы представляют собой только примеры. Другие легирующие составы будут очевидны для специалистов в области легированных сталей и специалистов в области кинетических диаграмм преобразования фаз стали.
Как указано выше, предотвращение сдвоения мартенсита во время преобразования фазы достигается путем использования состава сплава, который имеет начальную температуру Ms мартенсита на уровне приблизительно 350°С или выше. Предпочтительное средство достижения этого результата состоит в использовании состава сплава, который содержит углерод в качестве легирующего элемента с концентрацией от приблизительно 0,01 мас.% до приблизительно 0,35 мас.%, более предпочтительно от приблизительно 0,05% до приблизительно 0,20%, или от приблизительно 0,02% до приблизительно 0,15%. Примеры других легирующих элементов, которые также могут быть включены в состав сплава, представляют собой хром, кремний, марганец, никель, молибден, кобальт, алюминий и азот как по отдельности, так и в комбинации. Хром является в особенности предпочтительным ввиду его пассивирующей способности, в качестве дополнительного средства улучшения коррозионной стойкости стали. Когда в состав включен хром, его содержание может быть различным, но в большинстве случаев количество хрома выбирают в диапазоне от приблизительно 1 мас.% до приблизительно 13 мас.% по весу. Предпочтительный диапазон содержания хрома составляет от приблизительно 6% до приблизительно 12%, и наиболее предпочтительный диапазон составляет от приблизительно 8% до приблизительно 10 мас.%. Когда в составе присутствует кремний, его концентрация также может быть различной. Максимальное содержание кремния предпочтительно составляет приблизительно 2 мас.%, и наиболее предпочтительно от приблизительно 0,5% до приблизительно 2,0%.
Процедуры обработки и условия, описанные в четырех американских патентах авторов Thomas и др., ссылки на которые были приведены выше, включающие существующую практику использования полосового стана и проволочного прокатного стана, могут использоваться при выполнении настоящего изобретения для нагрева состава сплава до фазы аустенита, охлаждения сплава из фазы аустенита через область перехода мартенсита и прокатки сплава в одном или большем этапах процесса обработки. В соответствии с этими процедурами, нагрев состава сплава до фазы аустенита предпочтительно производится при температуре до 1150°С или более предпочтительно в диапазоне от приблизительно 900°С до приблизительно 1150°С. Сплав затем выдерживают при этой температуре аустенизации в течение достаточного периода времени для получения по существу полной ориентации элементов в соответствии с кристаллической структурой фазы аустенита. Прокатка выполняется управляемым образом в одном или большем количестве этапов во время процедур аустенизации и охлаждения для деформации зерен кристалла и для накопления энергии деформации в зернах, а также для направления вновь формируемой фазы мартенсита в смещенную реечную структуру реечного мартенсита, разделенного тонкой пленкой задержанного аустенита. Прокатка при температуре аустенизации способствует диффузии легирующих элементов для формирования однородной кристаллической фазы аустенита. Это обычно достигается путем прокатки до вытяжки 10% или больше, и предпочтительно до вытяжки в диапазоне от приблизительно 30% до приблизительно 60%.
Далее может применяться частичное охлаждение, после которого следует дополнительная прокатка, благодаря которой происходит направление зерен и кристаллической структуры в направлении расположения смещенных реек, после чего следует конечное охлаждение, которое выполняется таким образом, чтобы скорость охлаждения позволила исключить попадание в области, в которых формируются продукты самоотпуска или преобразования, как описано выше. Толщина смещенных реек мартенсита и пленок аустенита может изменяться в зависимости от состава сплава и условий обработки и не является критичной для настоящего изобретения. В большинстве случаев, однако, задержанные пленки аустенита составляют от приблизительно 0,5% до приблизительно 15% от объема микроструктуры, предпочтительно от приблизительно 3% до приблизительно 10% и наиболее предпочтительно максимально приблизительно 5%. На фиг.2 изображена схема смещенной реечной структуры сплава с по существу параллельными рейками 21, состоящими из зерен фазы кристаллов мартенсита, причем эти рейки разделены тонкими пленками 22 задержанной фазы аустенита. Для этой структуры следует отметить, что в ней отсутствуют карбиды и осадки, вообще (включая нитриды и карбонитриды), которые присутствуют в структурах известного уровня техники, как дополнительные иглообразные структуры со значительно меньшими размерами, чем две изображенные фазы, и диспергированные по смещенным рейкам мартенсита. Отсутствие этих осадков способствует существенному повышению коррозионной стойкости сплава. Требуемая микроструктура также получается при отливке таких сталей, и при охлаждении с достаточной высокой скоростью для получения микроструктуры, изображенной на фиг.2, как описано выше.
На фиг.3 изображена диаграмма, представляющая зависимость напряженности от деформации для микроструктур четырех сплавов, рассматриваемых в объеме настоящего изобретения, причем все четыре сплава имеют смещенную реечную структуру и не содержат продуктов самоотпуска. Каждый сплав содержит 0,05% углерода с переменным количеством хрома, причем квадратики представляют 2% хрома, треугольники 4%, кружочки 6% и прямая линия 8%. Площадь под каждой кривой напряженности-деформации представляет собой меру вязкости стали и следует отметить, что увеличение содержания хрома приводит к увеличению площади и, следовательно, вязкости, и при этом все четыре уровня хрома дают кривую с достаточной площадью под ней и, следовательно, высокой вязкостью.
Легированные стали в соответствии с настоящим изобретением являются в особенности предпочтительными в продуктах, в которых требуется высокий предел прочности на разрыв и которые изготовляют с использованием обработки, включающей операцию холодной формовки, поскольку микроструктура сплавов сама по себе делает их в особенности пригодными для холодной формовки. Примеры таких продуктов представляют собой листовой металл для автомобилей и проволоку или стержни такие, как используются в автомобильных покрышках с радиальным армированием.
Вышеприведенное описание прежде всего предназначено для иллюстрации. Другие модификации и вариации различных параметров состава сплавов, процедур и условий обработки могут быть выполнены так, что они будут включать основные и новые концепции настоящего изобретения. Они будут очевидны для специалистов в данной области техники и включены в объем настоящего изобретения.
Claims (28)
1. Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, включающий формирование состава сплава, состоящего из железа и по меньшей мере одного из легирующих элементов, и углерода с получением при воздушном охлаждении структуры мартенсита, нагрев сплава до высокой температуры для его аустенизации, когда состав сплава принимает однородную фазу аустенита так, чтобы легирующие элементы перешли в раствор, и охлаждение однородной фазы аустенита с достаточно высокой скоростью, предотвращающей самоотпуск и обеспечивающей получение микроструктуры мартенсита, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода в пропорциях, позволяющих получить начальную температуру мартенситного превращения Ms, по меньшей мере приблизительно составляющую 350°С, с получением при охлаждении на воздухе микроструктуры мартенсита, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут с достаточно высокой скоростью для получения мартенсита с микроструктурой, содержащей рейки мартенсита, перемежающиеся пленками удерживаемого аустенита без образования карбидов.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что нагрев сплава осуществляют до высокой температуры, составляющей 900-1150°С для его аустенизации.
3. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,01 до приблизительно 0,35 мас.% от состава сплава.
4. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,20 мас.% от состава сплава.
5. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,02 до приблизительно 0,15 мас.% от состава сплава.
6. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава, дополнительно содержащий по меньшей мере один легирующий элемент - хром в количестве, достаточном для придания углеродистой стали коррозионной стойкости.
7. Способ по п.6, отличающийся тем, что хром составляет от приблизительно 1 до приблизительно 13 мас.% от состава сплава.
8. Способ по п.6, отличающийся тем, что хром составляет от приблизительно 6 до приблизительно 12 мас.% от состава сплава.
9. Способ по п.6, отличающийся тем, что хром составляет от приблизительно 8 до приблизительно 10 мас.% от состава сплава.
10. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава, дополнительно содержащий по меньшей мере один легирующий элемент - кремний в количестве, достаточном для придания углеродистой стали коррозионной стойкости.
11. Способ по п.10, отличающийся тем, что максимальное количество кремния составляет приблизительно 2,0 мас.% от состава сплава.
12. Способ по п.10, отличающийся тем, что количество кремния составляет от приблизительно 0,5 до приблизительно 2,0 мас.% от состава сплава.
13. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава, дополнительно содержащий по меньшей мере один легирующий элемент - азот, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут с достаточно высокой скоростью для получения мартенсита с микроструктурой, содержащей рейки мартенсита, перемежающиеся пленками удерживаемого аустенита и не содержащей, по существу, карбиды, нитриды и карбонитриды.
14. Способ по п.1, отличающийся, тем, что нагрев сплава осуществляют до высокой температуры в диапазоне от приблизительно 1000 до приблизительно 1050°С.
15. Способ по п.1, отличающийся тем, что нагрев сплава осуществляют до высокой температуры, составляющей максимум приблизительно 1150°С.
16. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут для получения мартенсита с микроструктурой, в которой пленки удерживаемого аустенита составляют от приблизительно 0,5 до приблизительно 15% указанной микроструктуры.
17. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут для получения мартенсита с микроструктурой, в которой пленки удерживаемого аустенита составляют от приблизительно 3,0 до приблизительно 10% указанной микроструктуры.
18. Способ по п.1, отличающийся тем, что охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут для получения мартенсита с микроструктурой, в которой пленки удерживаемого аустенита составляют максимум приблизительно 5,0% указанной микроструктуры.
19. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,1 мас.% от состава сплава и дополнительно содержащего по меньшей мере один легирующий элемент, выбранный из группы, состоящей из кремния и хрома, в количестве по меньшей мере приблизительно 2,0 мас.% и марганец в количестве по меньшей мере приблизительно 0,5 мас.%, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут в воде.
20. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,1 мас.% от состава сплава и дополнительно содержащего по меньшей мере один легирующий элемент, выбранный из группы, состоящей из кремния и хрома, в количестве по меньшей мере приблизительно 2,0 мас.% и марганец в количестве приблизительно 0,5 мас.%, а охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации ведут в воде.
21. Способ по п.1, отличающийся тем, что формируют состав сплава с содержанием углерода от приблизительно 0,03 до приблизительно 0,05 мас.% от состава сплава и дополнительно содержащего по меньшей мере один легирующий элемент - хром, в количестве от приблизительно 8,0 до приблизительно 12,0 мас.% и марганец в количестве от приблизительно 0,2 до приблизительно 0,5 мас.%, и проводят воздушное охлаждение однородной фазы аустенита после аустенизации.
22. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, сталь содержит углерод в пропорциях, позволяющих получить начальную температуру мартенситного превращения Мs, по меньшей мере приблизительно составляющую 350°С, с получением при охлаждении на воздухе структуры мартенсита с микроструктурой, содержащей рейки мартенсита, перемежающиеся с пленками удерживаемого аустенита без образования карбидов.
23. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, содержит от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,2 мас.% углерода и от приблизительно 6,0 до приблизительно 12 мас.% хрома.
24. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, содержит от приблизительно 0,05 до приблизительно 0,2 мас.% углерода и до приблизительно 2,0 мас.% кремния.
25. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.1, при котором нагрев состава стали выполняют при максимальной температуре приблизительно 1150°С, а пленки удерживаемого аустенита составляют максимум приблизительно 5,0% от указанной микроструктуры, полученной на стадии охлаждения.
26. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.19.
27. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.20.
28. Продукт из высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали, состоящей из железа, по меньшей мере одного из легирующих элементов и углерода, закаленного и имеющего структуру мартенсита, отличающийся тем, что продукт изготовлен способом по п.21.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US14332199P | 1999-07-12 | 1999-07-12 | |
| US60/143,321 | 1999-07-12 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2002103374A RU2002103374A (ru) | 2003-09-27 |
| RU2232196C2 true RU2232196C2 (ru) | 2004-07-10 |
Family
ID=22503559
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2002103374/02A RU2232196C2 (ru) | 1999-07-12 | 2000-03-28 | Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом |
Country Status (23)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6273968B1 (ru) |
| EP (1) | EP1218552B1 (ru) |
| JP (3) | JP2003504514A (ru) |
| KR (1) | KR100650408B1 (ru) |
| CN (1) | CN1141403C (ru) |
| AT (1) | ATE437967T1 (ru) |
| AU (1) | AU768347B2 (ru) |
| BR (1) | BR0006678A (ru) |
| CA (1) | CA2377782C (ru) |
| CY (1) | CY1109520T1 (ru) |
| DE (1) | DE60042654D1 (ru) |
| DK (1) | DK1218552T3 (ru) |
| ES (1) | ES2329646T3 (ru) |
| HK (1) | HK1048142B (ru) |
| MX (1) | MXPA01013294A (ru) |
| NO (1) | NO336435B1 (ru) |
| NZ (1) | NZ516393A (ru) |
| PT (1) | PT1218552E (ru) |
| RU (1) | RU2232196C2 (ru) |
| TR (1) | TR200200061T2 (ru) |
| UA (1) | UA73311C2 (ru) |
| WO (1) | WO2001004365A1 (ru) |
| ZA (1) | ZA200200223B (ru) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2371485C2 (ru) * | 2004-12-29 | 2009-10-27 | ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН | Высокопрочные легированные стали с четырьмя фазами |
| RU2580578C2 (ru) * | 2011-05-12 | 2016-04-10 | Арселормитталь Инвестигасьон И Дессарролло Сл | Способ изготовления из сверхпрочной мартенситной стали и полученные таким образом лист или деталь |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US6709534B2 (en) * | 2001-12-14 | 2004-03-23 | Mmfx Technologies Corporation | Nano-composite martensitic steels |
| US6746548B2 (en) * | 2001-12-14 | 2004-06-08 | Mmfx Technologies Corporation | Triple-phase nano-composite steels |
| US20040149362A1 (en) * | 2002-11-19 | 2004-08-05 | Mmfx Technologies Corporation, A Corporation Of The State Of California | Cold-worked steels with packet-lath martensite/austenite microstructure |
| CN100342038C (zh) * | 2002-11-19 | 2007-10-10 | Mmfx技术股份有限公司 | 具有群集－板晶马氏体/奥氏体微观结构的冷加工钢 |
| US7169239B2 (en) * | 2003-05-16 | 2007-01-30 | Lone Star Steel Company, L.P. | Solid expandable tubular members formed from very low carbon steel and method |
| CN1328406C (zh) * | 2005-06-22 | 2007-07-25 | 宁波浙东精密铸造有限公司 | 一种薄膜奥氏体增韧的马氏体耐磨铸钢及其制造方法 |
| US20070095266A1 (en) * | 2005-10-28 | 2007-05-03 | Chevron U.S.A. Inc. | Concrete double-hulled tank ship |
| US20090185943A1 (en) * | 2006-05-17 | 2009-07-23 | National Institute For Materials Science | Steel plate and steel plate coil |
| US8430075B2 (en) * | 2008-12-16 | 2013-04-30 | L.E. Jones Company | Superaustenitic stainless steel and method of making and use thereof |
| US20110236696A1 (en) * | 2010-03-25 | 2011-09-29 | Winky Lai | High strength rebar |
| US8978430B2 (en) | 2013-03-13 | 2015-03-17 | Commercial Metals Company | System and method for stainless steel cladding of carbon steel pieces |
| CN109500099B (zh) * | 2018-09-27 | 2020-05-01 | 东南大学 | 一种对低碳钢dsit轧制工艺进行优化的实验方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU595402A1 (ru) * | 1976-12-24 | 1978-02-28 | Московский вечерний металлургический институт | Способ термической обработки коррозионностойких сталей |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2395608A (en) | 1943-12-10 | 1946-02-26 | United States Steel Corp | Treating inherently precipitationhardenable chromium-nickel stainless steel |
| US2778079A (en) | 1952-05-21 | 1957-01-22 | United States Steel Corp | Method of controlling the formation of crystals in molten metal as it solidifies |
| US4086107A (en) | 1974-05-22 | 1978-04-25 | Nippon Steel Corporation | Heat treatment process of high-carbon chromium-nickel heat-resistant stainless steels |
| US4170497A (en) * | 1977-08-24 | 1979-10-09 | The Regents Of The University Of California | High strength, tough alloy steel |
| US4170499A (en) | 1977-08-24 | 1979-10-09 | The Regents Of The University Of California | Method of making high strength, tough alloy steel |
| US4263063A (en) | 1979-07-05 | 1981-04-21 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Process for stabilizing dimensions of duplex stainless steels for service at elevated temperatures |
| US4619714A (en) | 1984-08-06 | 1986-10-28 | The Regents Of The University Of California | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes |
| US4613385A (en) | 1984-08-06 | 1986-09-23 | Regents Of The University Of California | High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same |
| US4671827A (en) | 1985-10-11 | 1987-06-09 | Advanced Materials And Design Corp. | Method of forming high-strength, tough, corrosion-resistant steel |
| US5180450A (en) * | 1990-06-05 | 1993-01-19 | Ferrous Wheel Group Inc. | High performance high strength low alloy wrought steel |
| EP0460591A1 (en) * | 1990-06-05 | 1991-12-11 | The Ferrous Wheel Group, Inc. | High performance high strength low alloy steel |
| JP2769422B2 (ja) | 1993-04-19 | 1998-06-25 | 日立金属株式会社 | 内燃機関の燃料噴射ノズルまたはニードル用高強度ステンレス鋼、内燃機関用燃料噴射ノズルおよびその製造方法 |
| JPH06306538A (ja) * | 1993-04-20 | 1994-11-01 | Kobe Steel Ltd | 溶接性に優れた高強度鋼線 |
| DE19614407A1 (de) * | 1996-04-12 | 1997-10-16 | Abb Research Ltd | Martensitisch-austenitischer Stahl |
| JP3358951B2 (ja) | 1996-09-10 | 2002-12-24 | 三菱重工業株式会社 | 高強度・高靱性耐熱鋳鋼 |
| DE19712020A1 (de) | 1997-03-21 | 1998-09-24 | Abb Research Ltd | Vollmartensitische Stahllegierung |
| US5980662A (en) | 1997-04-22 | 1999-11-09 | Allegheny Ludlum Corporation | Method for batch annealing of austenitic stainless steels |
-
2000
- 2000-03-28 US US09/537,000 patent/US6273968B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-28 JP JP2001509563A patent/JP2003504514A/ja not_active Withdrawn
- 2000-03-28 MX MXPA01013294A patent/MXPA01013294A/es active IP Right Grant
- 2000-03-28 DE DE60042654T patent/DE60042654D1/de not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-28 HK HK03100032.7A patent/HK1048142B/en not_active IP Right Cessation
- 2000-03-28 BR BR0006678-8A patent/BR0006678A/pt not_active IP Right Cessation
- 2000-03-28 NZ NZ516393A patent/NZ516393A/xx not_active IP Right Cessation
- 2000-03-28 CN CNB008102104A patent/CN1141403C/zh not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-28 CA CA002377782A patent/CA2377782C/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-28 EP EP00918462A patent/EP1218552B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-28 DK DK00918462T patent/DK1218552T3/da active
- 2000-03-28 AT AT00918462T patent/ATE437967T1/de active
- 2000-03-28 UA UA2002021101A patent/UA73311C2/ru unknown
- 2000-03-28 ES ES00918462T patent/ES2329646T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-28 AU AU39265/00A patent/AU768347B2/en not_active Ceased
- 2000-03-28 TR TR2002/00061T patent/TR200200061T2/xx unknown
- 2000-03-28 KR KR1020027000385A patent/KR100650408B1/ko not_active Expired - Fee Related
- 2000-03-28 RU RU2002103374/02A patent/RU2232196C2/ru not_active IP Right Cessation
- 2000-03-28 PT PT00918462T patent/PT1218552E/pt unknown
- 2000-03-28 WO PCT/US2000/008135 patent/WO2001004365A1/en not_active Ceased
-
2002
- 2002-01-10 ZA ZA200200223A patent/ZA200200223B/en unknown
- 2002-01-11 NO NO20020157A patent/NO336435B1/no not_active IP Right Cessation
-
2005
- 2005-07-26 JP JP2005216547A patent/JP4810153B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2009
- 2009-10-26 CY CY20091101107T patent/CY1109520T1/el unknown
-
2011
- 2011-05-18 JP JP2011111912A patent/JP2011202280A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU595402A1 (ru) * | 1976-12-24 | 1978-02-28 | Московский вечерний металлургический институт | Способ термической обработки коррозионностойких сталей |
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| ГУЛЯЕВ А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977, с.479-482. ГУДРЕМОН Э. Специальные стали. Т.1. - М.: 1959, с.686 и 687. БЛАНТЕР М.Е. Фазовые превращения при термической обработке. - М.: Металлургия, 1962, с.49-61. * |
| ЖУРАВЛЕВ В.Н., НИКОЛАЕВА О.И. Машиностроительные стали. Справочник. - М.: Машиностроение, 1981, с.230-237. НОВИКОВ И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1978, с.202, 204 и 205. ПОПОВ А.А., ПОПОВА Л.Е. Изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста. - М.: Металлургия, 1965, с.435-437. * |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2371485C2 (ru) * | 2004-12-29 | 2009-10-27 | ММФИкс ТЕКНОЛОДЖИЗ КОРПОРЕЙШН | Высокопрочные легированные стали с четырьмя фазами |
| RU2580578C2 (ru) * | 2011-05-12 | 2016-04-10 | Арселормитталь Инвестигасьон И Дессарролло Сл | Способ изготовления из сверхпрочной мартенситной стали и полученные таким образом лист или деталь |
| US10337090B2 (en) | 2011-05-12 | 2019-07-02 | Arcelormittal Investigaciòn Y Desarrollo, S.L. | Method for the production of very high strength martensitic steel and sheet or part thus obtained |
| US10895003B2 (en) | 2011-05-12 | 2021-01-19 | Arcelormittal | Very high strength martensitic steel or part and method of fabrication |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR20020035833A (ko) | 2002-05-15 |
| UA73311C2 (ru) | 2005-07-15 |
| BR0006678A (pt) | 2001-05-02 |
| US6273968B1 (en) | 2001-08-14 |
| CN1141403C (zh) | 2004-03-10 |
| CA2377782A1 (en) | 2001-01-18 |
| CY1109520T1 (el) | 2014-08-13 |
| KR100650408B1 (ko) | 2006-11-28 |
| JP4810153B2 (ja) | 2011-11-09 |
| NO20020157D0 (no) | 2002-01-11 |
| DE60042654D1 (de) | 2009-09-10 |
| EP1218552A1 (en) | 2002-07-03 |
| JP2011202280A (ja) | 2011-10-13 |
| NO336435B1 (no) | 2015-08-17 |
| AU768347B2 (en) | 2003-12-11 |
| PT1218552E (pt) | 2009-10-22 |
| MXPA01013294A (es) | 2003-09-04 |
| CN1360640A (zh) | 2002-07-24 |
| WO2001004365A1 (en) | 2001-01-18 |
| NZ516393A (en) | 2003-01-31 |
| HK1048142A1 (en) | 2003-03-21 |
| NO20020157L (no) | 2002-03-11 |
| AU3926500A (en) | 2001-01-30 |
| DK1218552T3 (da) | 2009-11-30 |
| ZA200200223B (en) | 2003-03-26 |
| TR200200061T2 (tr) | 2002-06-21 |
| ES2329646T3 (es) | 2009-11-30 |
| CA2377782C (en) | 2009-06-30 |
| ATE437967T1 (de) | 2009-08-15 |
| JP2003504514A (ja) | 2003-02-04 |
| HK1048142B (en) | 2009-11-20 |
| EP1218552A4 (en) | 2004-12-01 |
| JP2006009155A (ja) | 2006-01-12 |
| EP1218552B1 (en) | 2009-07-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11085100B2 (en) | High strength steel sheet having high Young's modulus and method for manufacturing the same | |
| JP5719545B2 (ja) | 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板 | |
| US11459647B2 (en) | High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| CN104040009B (zh) | 热轧钢板及其制造方法 | |
| JP6163197B2 (ja) | 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法 | |
| RU2232196C2 (ru) | Способ получения высокопрочной коррозионно-стойкой вязкой углеродистой легированной стали и продукт, полученный должным способом | |
| KR102044693B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법 | |
| US11359256B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP7284428B2 (ja) | 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 | |
| US10385431B2 (en) | High strength steel sheet having high young's modulus and method for manufacturing the same | |
| CN114867880B (zh) | 冷轧钢板及其制造方法 | |
| RU2293769C2 (ru) | Трехфазные нанокомпозитные стали | |
| JP7498407B2 (ja) | 鋼板及び鋼板の製造方法 | |
| WO2016125463A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| WO2016125462A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| NL1015184C2 (nl) | Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan. | |
| CN1190997A (zh) | 铁素体钢及其生产方法和用途 | |
| JP3990550B2 (ja) | 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板とその製造方法 | |
| RU2816590C1 (ru) | Материал для горячей штамповки и способ его получения | |
| JP4677854B2 (ja) | 高周波焼入れ用炭素鋼材および機械構造用部品 | |
| CN120858187A (zh) | 高强度钢带材或片材及其制造方法 | |
| CN120898007A (zh) | 高强度钢带材或片材及其制造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20180329 |