[go: up one dir, main page]

RU2588755C2 - Стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью и способ ее производства - Google Patents

Стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью и способ ее производства Download PDF

Info

Publication number
RU2588755C2
RU2588755C2 RU2014109120/02A RU2014109120A RU2588755C2 RU 2588755 C2 RU2588755 C2 RU 2588755C2 RU 2014109120/02 A RU2014109120/02 A RU 2014109120/02A RU 2014109120 A RU2014109120 A RU 2014109120A RU 2588755 C2 RU2588755 C2 RU 2588755C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel strip
content
temperature
steel
strength
Prior art date
Application number
RU2014109120/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2014109120A (ru
Inventor
Айвэнь ЧЖАН
Сыхай ЦЗИАО
Сянцянь ЯНЬ
Юйшань ЧЭНЬ
Original Assignee
Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. filed Critical Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Publication of RU2014109120A publication Critical patent/RU2014109120A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2588755C2 publication Critical patent/RU2588755C2/ru

Links

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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

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)
  • Woven Fabrics (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к горячекатаной стальной полосе с высокой ударной вязкостью и способу ее производства. Стальная полоса для производства транспортных трубопроводов с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью имеет следующий химический состав, вес. %: С 0,05-0,08, Si 0,15-0,30, Mn 1,55-1,85, Al 0,015-0,04, Nb 0,015-0,025, Ti 0,01-0,02, Cr 0,20-0,40, Мо 0,18-0,30, N≤0,006, О≤0,004, Са 0,0015-0,0050, Ni≤0,40, неустранимые включения Р≤0,015, S≤0,005, при этом соотношение Ca/S≥1,5, остальное Fe. Способ производства стальной полосы включает вакуумную дегазацию стали, непрерывное литье или литье под давлением расплавленной стали, при этом при непрерывном литье получают сляб, а при литье под давлением - пруток. Нагрев сляба или прутка при температуре 1150-1220°С, многопроходную прокатку в зоне рекристаллизации аустенита и в зоне отсутствия рекристаллизации, при этом суммарный коэффициент обжатия ≥80%, а температура конца прокатки ≥850°С. Водное охлаждение прокатной стальной полосы со скоростью 15-50°С/с до температуры в диапазоне от температуры бейнита Bs -60°С до температуры бейнита Bs -100°С. Последующее охлаждение полосы воздухом в течение 5-60 с, быстрый нагрев охлажденной стальной полосы в индукционной нагревательной печи на линии со скоростью 1-10°С/с до температуры бейнита Bs +20°С. Отпуск в течение 40-60 с с последующим охлаждением воздухом вне печи, при этом стартовая точка бейнита Bs имеет следующее значение: Bs=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo, где С, Mn, Ni, Cr, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%. Технический результат заключается в получении низкого отношения предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкости стальной полосы. 2 н. и 16 з.п. ф-лы, 3 табл., 2 ил.

Description

Область изобретения
Настоящее изобретение относится к горячекатаной стальной полосе с высокой ударной вязкостью и способу ее производства, в частности к стальной полосе с пределом текучести 500 МПа, низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью, а также к способу ее производства. Предлагаемая стальная полоса имеет низкое отношение предела текучести к пределу прочности, выполненные из указанной стальной полосы транспортные трубопроводы устойчивы к сильным деформациям и приспособлены к использованию в районах с высокой сейсмической активностью.
Предшествующий уровень техники
Как правило, трубопроводы для транспортировки нефти и газа изготавливают с помощью легирования ниобием и контролированной прокатки, в результате чего отношение предела текучести к пределу прочности для стали трубопровода оказывается достаточно высоким, обычно не менее 0,85, а следовательно, этот вид стали не подходит для производства транспортных трубопроводов, которые используются в районах с высокой сейсмической активностью.
В заявке CN 101962733 A описана сталь класса Х80 для трубопроводов, имеющая высокую деформируемость, низкую стоимость и высокую ударную вязкость, и способ ее производства, при этом сталь имеет следующий состав, вес.%: углерод C 0,02-0,08, кремний Si≤0,40, марганец Mn 1,2-2,0, фосфор P≤0,015, сера S≤0,004, медь Cu≤0,40, никель Ni≤0,30, молибден Mo 0,10-0,30, ниобий Nb 0,03-0,08, титан Ti 0,005-0,03, а в используемой технологии производства стали температура выдержки составляет 1200-1250°C, температура конца прокатки в зоне рекристаллизации составляет 1000-1050°C, температура начала прокатки для итоговой прокатки составляет 880-950°C, а температура конца прокатки составляет 780-850°C; сталь охлаждают воздухом в два этапа со скоростью 1-3°C/с до температуры, которая на 20-80°C ниже Ar3, в результате чего получают 20-40% феррита; охлаждают ламинарным потоком со скоростью 15-30°C/с до температуры 250-450°C, в результате чего получают стальную полосу, содержащую феррит (20-40%)+бейнит+мартенсит (1-3%), чей предел текучести составляет 530-630 МПа, предел прочности составляет 660-800 МПа, uEL≥10%, а отношение предела текучести к пределу прочности ≤0,80. Такие свойства стальной полосы, как отношение предела текучести к пределу прочности и удлинение, не удовлетворяют требованиям к устойчивости к сильным деформациям в транспортных трубопроводах, которые применяются в районах с высокой сейсмической активностью.
Таким образом, в настоящее время существует потребность в создании стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью для производства транспортных трубопроводов, обладающих устойчивостью к сильным деформациям, для использования их в районах с высокой сейсмической активностью.
Раскрытие изобретения
Перед изобретением ставится задача создания стальной полосы для производства транспортных трубопроводов, имеющей предел текучести выше 500 МПа, низкое отношение предела текучести к пределу прочности и высокую ударную вязкость и имеющей, в частности, толщину 10-25 мм. Указанный тип стальной полосы удовлетворяет требованиям, предъявляемым к стальной полосе для производства стальных труб, использующихся в транспортных трубопроводах с высокой деформируемостью, которые применяются в районах с высокой сейсмической активностью.
Поставленная задача в настоящем изобретении решается за счет того, что химический состав стальной полосы с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью включает, вес.%: C 0,05-0,08, Si 0,15-0,30, Mn 1,55-1,85, P≤0,015, S≤0,005, Al 0,015-0,04, Nb 0,015-0,025, Ti 0,01-0,02, Cr 0,20-0,40, Mo 0,18-0,30, N≤0,006, O≤0,004, Ca 0,0015-0,0050, Ni≤0,40, при этом соотношение Ca/S>1,5, остальное Fe и неустранимые включения.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Si составляло 0,16-0,29 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Mn составляло 1,55-1,83 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание N составляло ≤0,0055 вес.%, преимущественно, 0,003-0,0045 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание P составляло ≤0,008 вес.%, а содержание S≤0,003 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Al составляло 0,02-0,035 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Ni составляло ≤0,25% вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Cr составляло 0,24-0,36 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Mo составлялот 0,19-0,26 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Nb составляло 0,018-0,024 вес.%.
Предпочтительно, чтобы в предлагаемой стальной полосе содержание Ti составляло 0,012-0,019 вес.%.
Структурные составляющие полосы могут включать, в основном, феррит, отпущенный бейнит и, возможно, небольшое количество мартенсита.
Толщина стальной полосы составляет 10-25 мм, предел текучести ≥500 МПа, отношение предела текучести к пределу прочности ≤0,75, удлинение А50≥20%, Akv≥200 Дж при -60°С.
Еще одной задачей настоящего изобретения является создание способа производства стальной полосы с пределом текучести свыше 500 МПа, низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью.
Способ производства вышеупомянутой стальной полосы для трубопроводов с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью включает вакуумную дегазацию стали, непрерывное литье или литье под давлением расплавленной стали, при этом при непрерывном литье получают сляб, а при литье под давлением получают пруток, нагрев сляба или прутка при температуре 1150-1220°С, многопроходную прокатку в зоне рекристаллизации аустенита и в зоне отсутствия рекристаллизации, при этом суммарный коэффициент обжатия ≥80%, а температура конца прокатки ≥850°С, водное охлаждение прокатной стальной полосы со скоростью 15-50°С/с до температуры в диапазоне от температуры бейнита Bs -60°С до температуры бейнита Bs -100°С, последующее охлаждение полосы воздухом в течение 5-60 с, быстрый нагрев охлажденной стальной полосы в индукционной нагревательной печи на линии со скоростью 1-10°С/с до температуры бейнита Bs +20°С, отпуск в течение 40-60 с с последующим охлаждением воздухом вне печи, при этом стартовая точка бейнита Bs имеет следующее значение: Bs=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo, где С, Mn, Ni, Cr, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес. %.
Предпочтительно, чтобы при многопроходной прокатке степень обжатия в зоне рекристаллизации аустенита была ≥65%, а в зоне отсутствия рекристаллизации - ≤63%.
Предпочтительно, чтобы температура конца прокатки составляла 850-880°C, наиболее предпочтительно - 850-860°C.
Предпочтительно, чтобы прокатную стальную полосу быстро охлаждали при помощи водного охлаждения со скоростью 15-50°C/с до температуры 510-550°C, наиболее предпочтительно - до температуры 515-540°C.
Согласно настоящему изобретению благодаря использованию надлежащего компонентного состава, нагрева, прокатки, быстрого охлаждения, быстрого нагрева на линии и кратковременного отпуска, можно решить поставленную задачу, которая заключается в производстве стальной полосы для трубопроводов, имеющей низкое отношение предела текучести к пределу прочности и высокую ударную вязкость и включающей такие структурные составляющие, как феррит, отпущенный бейнит и, возможно, небольшое количество мартенсита. Стальная полоса с толщиной 10-25 мм имеет предел текучести ≥500 МПа, отношение предела текучести к пределу прочности ≤0,75, удлинение A50≥20%, Akv≥200 Дж при -60°C, а также хорошо гнется в охлажденном состоянии, что позволяет удовлетворить требованиям к высокой деформируемости стальной полосы для трубопроводов. Предлагаемая в настоящем изобретении стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью подходит для стальных труб, использующихся в транспортных трубопроводах с высокой деформируемостью, в частности транспортных трубопроводах, которые применяются в районах с высокой сейсмической активностью.
Краткое описание чертежей
На Фиг.1 приведена фотография типичной металлографической структуры стальной полосы толщиной 10 мм по п. 1 формулы настоящего изобретения.
На Фиг.2 показана фотография типичной металлографической структуры стальной полосы толщиной 25 мм по п. 5 формулы настоящего изобретения.
Лучший вариант осуществления изобретения
Далее настоящее изобретение подробно описано со ссылками на варианты осуществления.
Для решения задачи, поставленной перед настоящим изобретением, и создания стальной полосы для трубопроводов, которая имеет предел текучести свыше 500 МПа, низкое отношение предела текучести к пределу прочности и высокую ударную вязкость, химический состав стальной полосы может регулироваться следующим образом.
Углерод: углерод является ключевым элементом, обеспечивающим прочность стальной полосы. Как правило, содержание углерода в стали для трубопроводов составляет менее 0,11%. Углерод улучшает прочность стальной полосы за счет упрочнения твердого раствора и дисперсионного твердения, однако он также заметно ухудшает ударную вязкость, деформируемость и свариваемость стали, поэтому при производстве стали для трубопроводов содержание углерода всегда уменьшают. В стали для трубопроводов с высокими требованиями к ударной вязкости содержание углерода обычно составляет менее 0,08%. В настоящем изобретении содержание углерода сравнительно мало, а именно составляет 0,05-0,08%.
Кремний: добавление кремния в сталь улучшает ее чистоту и окалиностойкость. Содержащийся в стали кремний способствует упрочнению твердого раствора, однако чрезмерное содержание кремния может приводить к тому, что при нагреве стальной полосы ее окисная пленка становится крайне вязкой, затрудняя удаление пленки после выхода стальной полосы из печи, в результате чего после прокатки на поверхности стальной полосы остается большое количество пленки красной окиси, т.е. ухудшается качество поверхности; кроме того, чрезмерное содержание кремния также может негативно влиять на свариваемость стальной полосы. Учитывая все вышесказанное, в настоящем изобретении содержание кремния составляет 0,15-0,30%, предпочтительно 0,16-0,29%.
Марганец: увеличение содержания марганца является самым дешевым и быстрым способом компенсировать потерю прочности, вызванную снижением содержания углерода. Однако марганец имеет высокую склонность к сегрегации, поэтому его содержание не должно быть слишком высоким, как правило, оно не должно превышать 2,0% для микролегированной стали с низким содержанием углерода. Количество добавляемого марганца, в основном, зависит от требуемого уровня прочности стали. В настоящем изобретении содержание марганца регулируется в пределах 1,55-1,85%, предпочтительно - в интервале 1,55-1,83%.
Азот: в стали для трубопроводов азот в основном используется совместно с ниобием в виде нитрида ниобия или карбонитрида ниобия для дисперсионного твердения. Во время прокатки, для обеспечения ингибирования рекристаллизации ниобием, ниобий в виде твердого раствора способен ингибировать рекристаллизацию, поэтому не следует добавлять слишком много нитрида в сталь для трубопроводов, при этом большая часть карбонитрида ниобия в прутке может растворяться при обычной температуре нагрева (около 1200°C). Как правило, содержание нитрида в стали для трубопроводов составляет не более 60 ppm, предпочтительно, не более 0,0055%, наиболее предпочтительно, 0,003-0,0045%.
Сера и фосфор: в составе стали сера, марганец и прочие элементы образуют пластичное включение - сульфид марганца, который негативно влияет на поперечную деформируемость и ударную вязкость стали, поэтому содержание серы должно быть минимально возможным. Фосфор также является вредным элементом и заметно ухудшает деформируемость и ударную вязкость стальной полосы. В настоящем изобретении сера и фосфор являются неустранимыми включениями, содержание которых должно быть сведено до минимума. Учитывая фактические условия производства стали, в настоящем изобретении требуется содержание фосфора P≤0,015%, содержание серы S≤0,005%, предпочтительно, P≤0,008%, S≤0,003%.
Алюминий: в настоящем изобретении алюминий действует как сильный раскислитель. Чтобы содержание кислорода было как можно ниже, содержание алюминия следует контролировать в пределах 0,015-0,04%. После раскисления оставшийся алюминий вместе с содержащимся в стали азотом образует включения AlN, что позволяет улучшить прочность стали и во время тепловой обработки уменьшает размер аустенитных зерен. Предпочтительно, чтобы содержание Al составляло 0,02-0,035%.
Ниобий: ниобий может заметно увеличивать температуру рекристаллизации стали и уменьшать размер кристаллических зерен. В процессе горячей прокатки карбид ниобия за счет деформационно-индуцированного переосаждения может препятствовать восстановлению и рекристаллизации деформированного аустенита, и в процессе контролированной прокатки и контролируемого охлаждения деформированный аустенит может образовать продукты превращения мелкодисперсной фазы. Как правило, современная сталь для трубопроводов содержит более 0,02% ниобия, а сталь термомеханически контролируемой прокатки (ТМКП) для трубопроводов имеет высокое отношение предела текучести к пределу прочности и высокую анизотропность. В настоящем изобретении ниобий используется в малом количестве, что позволяет получить сталь для трубопроводов с высокой деформируемостью и низким отношением предела текучести к пределу прочности, а потеря прочности, вызванная снижением содержания ниобия, компенсируется за счет Mn, Cr, Mo. Кроме того, эффект дисперсионного твердения усиливается благодаря осаждению мелкодисперсных карбидов в процессе быстрого охлаждения и быстрого отпуска на линии. Таким образом, в настоящем изобретении содержание ниобия регулируется в пределах 0,015-0,025%, предпочтительно, в интервале 0,018-0,024%.
Титан: титан является одним из элементов с интенсивным карбидообразованием. Добавление небольшого количества титана в сталь позволяет стабилизировать азот, а образуемый TiN также может образовывать аустенитные зерна в прутках в процессе нагрева, без чрезмерного укрупнения, с уменьшением размера исходных аустенитных зерен. В стали титан может вместе с углеродом и серой образовывать, соответственно, TiC, TiS, Ti4C2S2 и другие подобные соединения, которые существуют в виде включений и частиц вторичных фаз. Во время сварки карбонитридные выделения титана также могут предотвращать рост зерен в зоне нагрева, улучшая свариваемость стали. В настоящем изобретении содержание титана регулируется в пределах 0,01-0,02%, предпочтительно, в диапазоне 0,012-0,019%.
Хром: хром способствует увеличению способности к упрочнению и устойчивости стали против отпуска. Хром демонстрирует хорошую растворимость в аустените и может его стабилизировать. После закаливания большая часть хрома растворяется в мартенсите, а затем выделяет такие карбиды, как Cr23C7, Cr7C3 в процессе отпуска, что улучшает прочность и твердость стали. Для поддержания уровня прочности стали можно частично заменять марганец хромом, чтобы снизить присущую ему тенденцию к сегрегации. В сочетании с мелкодисперсными карбидами, выделяемыми посредством отпуска с быстрым индукционным нагревом на линии, хром может снижать содержание ниобия. Соответственно, в настоящем изобретении может добавляться хром в количестве 0,20-0,40%, предпочтительно, 0,24-0,36%.
Молибден: молибден может существенно уменьшать размер зерен и улучшать прочность и ударную вязкость стали. Он снижает отпускную хрупкость стали при выделении высокодисперсных карбидов при отпуске, что позволяет усиливать ее матрицу. Поскольку молибден является стратегическим легирующим элементом и имеет высокую стоимость, в настоящем изобретении количество добавляемого молибдена составляет всего 0,18-0,30%, предпочтительно 0,19-0,26%.
Никель: никель используется для стабилизации аустенитных элементов и не оказывает заметного влияния на прочность. Добавление никеля в сталь, особенно в закаленную и отпущенную сталь, может повышать ударную вязкость, в особенности низкотемпературную ударную вязкость стали, однако никель также является дорогостоящим легирующим элементом, поэтому в настоящем изобретении его содержание может составлять не более 0,40%, предпочтительно не более 0,25%.
Кальций: применение кальция в стали для трубопроводов согласно настоящему изобретению позволяет изменить форму сульфидов и тем самым улучшить свойства стали в поперечном направлении и в направлении толщины, а также способность гнуться в охлажденном состоянии. В настоящем изобретении содержание кальция зависит от содержания серы, при этом отношение Ca/S должно регулироваться на уровне ≥1,5, а именно содержание Са находится в пределах 0,0015-0,0050%, предпочтительно, в диапазоне 0,0030-0,0045%.
Вышеупомянутая стальная полоса для трубопроводов с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью производится следующим способом:
вакуумная дегазация: обеспечивает содержание в расплавленной стали базовых компонент, удаляются такие вредные газы, как кислород и водород, и добавляются необходимые легирующие элементы, такие как марганец и титан, для их корректировки;
непрерывное литье или литье под давлением: обеспечивают однородность внутренних компонентов заготовки и хорошее качество поверхности, при этом при непрерывном литье получают сляб, а при литье под давлением - статические бруски, которые необходимо скрутить в прутки;
нагрев и прокатка: нагревают сляб или пруток при температуре 1150-1220°С, чтобы получить равномерную структуру аустенита, а также добиться частичного растворения соединений легирующих элементов, а именно ниобия, титана, хрома, молибдена. После нагрева осуществляют многопроходную прокатку в зоне рекристаллизации аустенита и в зоне без рекристаллизации, при этом в зоне рекристаллизации степень обжатия ≥65%, а в зоне без рекристаллизации - ≤63%, суммарный коэффициент обжатия ≥80%, температура конца прокатки ≥850°С, предпочтительно, 850-880°С;
быстрое охлаждение: прокатную стальную полосу быстро охлаждают при помощи водного охлаждения со скоростью 15-50°С/с до температуры стартовой точки бейнита Bs в диапазоне от температуры бейнита Bs -60°С до температуры бейнита Bs -100°С, после чего охлаждают воздухом в течение 5-60 с; в процессе быстрого охлаждения большинство легирующих элементов растворяются в мартенсите;
отпуск на линии: после помещения охлажденной стальной полосы в индукционную нагревательную печь на линии быстро нагревают ее со скоростью 1-10°С/с до температуры Bs +20°С, выполняют отпуск в течение 40-60 с, а затем охлаждают воздухом вне печи. Выполнение отпуска помогает устранить внутреннее напряжение, образующееся в стальной полосе в процессе быстрого охлаждения, а также микротрещины между или на пластинах бейнита, и вызвать выделение дисперсных карбидов для упрочнения, улучшая при этом деформируемость, ударную вязкость и способность гнуться в охлажденном состоянии.
Процесс с очень быстрым охлаждением и быстрым отпуском на линии эффективно уменьшает отношение предела текучести к пределу прочности и анизотропность стали для трубопроводов. Помимо сокращения длительности процесса и экономии энергии, процесс тепловой обработки на линии (отпуска) оказывает еще более важное влияние, а именно, комплексно улучшает свойства стальной полосы, которая ранее изготавливалась способом термомеханически контролируемой прокатки, в частности, решает проблему слишком высокой анизотропии и отношения предела текучести к пределу прочности в микролегированной стали, которая возникает из-за прокатки без рекристаллизации, создавая тем самым условия для получения стали для трубопроводов, устойчивой к сильным деформациям, высокопрочной стали для зданий с низким отношением предела текучести к пределу прочности, а также стальной полосы с высокими требованиями к ее свойствам.
За счет регулирования температуры охлаждения в определенном диапазоне, быстрого индукционного нагрева на линии, выполнения кратковременного отпуска и выбора подходящей температуры настоящее изобретение позволяет точно регулировать структуру стальной полосы и получать сравнительно низкое отношение предела текучести к пределу прочности; кроме того, посредством осаждения мелкодисперсных карбидов внутри стальной полосы достигается хорошее сочетание прочности и ударной вязкости.
Использование надлежащего компонентного состава стали, нагрева, прокатки, быстрого охлаждения, быстрого нагрева на линии и кратковременного отпуска позволяет получить стальную полосу для трубопроводов, имеющую низкое отношение предела текучести к пределу прочности и высокую ударную вязкость и включающую такие структурные составляющие, как феррит (F), бейнит (В) и, возможно, небольшое количество мартенсита (М). Стальная полоса с толщиной 10-25 мм имеет предел текучести ≥500 МПа, отношение предела текучести к пределу прочности ≤0,75, удлинение А50≥20%, Akv≥200 Дж при -60°С, а также хорошо гнется в охлажденном состоянии, что позволяет удовлетворить требование высокой деформируемости стальной полосы для трубопроводов.
Варианты осуществления изобретения.
Вариант 1.
После выплавки расплавленной стали согласно соотношению, указанному в таблице 1, и вакуумной дегазации выполняют непрерывное литье или литье под давлением, в результате чего получают сляб толщиной 80 мм. Сляб нагревают при температуре 1200°С, подвергают многопроходной прокатке в температурном диапазоне рекристаллизации аустенита до получения стальной полосы толщиной 10 мм, при этом суммарный коэффициент обжатия составляет 88%, температура конца прокатки равняется 860°С; затем охлаждают полосу водой до температуры 535°С со скоростью 35°С/с, быстро нагревают на линии до температуры 640°С и выполняют отпуск, после чего охлаждают стальную полосу воздухом до комнатной температуры.
В таблице 1 указаны компоненты состава стали согласно вариантам 1-5, при этом используемый процесс аналогичен варианту 1. Параметры обработки приведены в таблице 2.
Figure 00000001
Figure 00000002
Проверка 1: Механические свойства.
В таблице 3 отражены результаты измерения механических свойств стальной полосы согласно вариантам 1-5 настоящего изобретения, которые были проведены в соответствии с GB/T228-2002 (металлические материалы - испытание на растяжение при комнатной температуре), GB 2106-1980 (металлические материалы - ударное испытание по Шарпи), GB/T 8363-2007 (метод проверки для ударных испытаний на разрыв стальной продукции).
Механические свойства стальной полосы согласно вариантам 1-5
Figure 00000003
Проверка 2: Свойства при изгибе.
Выполняют поперечный изгиб стальной полосы из вариантов осуществления 1-5 в охлажденном состоянии в соответствии с GB/T 232-2010 (металлические материалы - испытание на изгиб), d=2a, 180°; проверка показала, что все образцы стальной полосы остались целыми и не имели трещин поверхности.
Проверка 3: Металлографическая структура
На Фиг.1 схематично показана металлографическая структура стальной полосы толщиной 10 мм в варианте осуществления 1 настоящего изобретения.
На Фиг.2 схематично показана металлографическая структура стальной полосы толщиной 25 мм в варианте осуществления 5 настоящего изобретения.
Из фигур видно, что структурные составляющие стальной полосы включают феррит, отпущенный бейнит и небольшое количество мартенсита.
Аналогичные изображения металлографических структур могут быть получены и для других вариантов осуществления изобретения.
Из вышеупомянутых вариантов осуществления можно сделать вывод, что благодаря выбору компонентного состава, а также процессу нагрева, прокатки, быстрого охлаждения, быстрого нагрева и отпуска с быстрым индукционным нагревом на линии можно добиться уменьшения размера зерен, фазового превращения и дисперсионного твердения стальной полосы, получая улучшенную прочность и твердость стали. Также полученная сталь имеет высокую низкотемпературную ударную вязкость и низкое отношение предела текучести к пределу прочности, при этом ее структурные составляющие включают феррит, отпущенный бейнит и, возможно, небольшое количество мартенсита и мелкодисперсных карбидов. Стальная полоса с толщиной 10-25 мм имеет продольный и поперечный предел текучести ≥500 МПа, отношение предела текучести к пределу прочности ≤0,75, удлинение A50≥20%, Akv при -60°C≥200 Дж, также сталь хорошо гнется в охлажденном состоянии, что позволяет удовлетворить требованиям к высокой деформируемости стальной полосы для трубопроводов. Кроме того, как видно из таблицы 1, и Ceq, и Pcm у данной стали сравнительно малы, что указывает на хорошую свариваемость и трещиностойкость.

Claims (18)

1. Стальная полоса для производства транспортных трубопроводов с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью, имеющая следующий химический состав, вес. %: С 0,05-0,08, Si 0,15-0,30, Mn 1,55-1,85, Al 0,015-0,04, Nb 0,015-0,025, Ti 0,01-0,02, Cr 0,20-0,40, Мо 0,18-0,30, N≤0,006, О≤0,004, Са 0,0015-0,0050, Ni≤0,40, неустранимые включения Р≤0,015, S≤0,005, при этом соотношение Ca/S≥1,5, Fe остальное.
2. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Si составляет 0,16-0,29 вес. %.
3. Стальная полоса по п.1 или 2, отличающаяся тем, что содержание Mn составляет 1,55-1,83 вес.%.
4. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание N≤0,0055 вес.%, предпочтительно 0,003-0,0045 вес.%.
5. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Р≤0,008 вес.%, а содержание S≤0,003 вес.%.
6. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Al составляет 0,02-0,035 вес.%.
7. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Ni≤0,25% вес.%.
8. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Cr составляет 0,24-0,36 вес.%.
9. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Мо составляет 0,19-0,26 вес.%.
10. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Nb составляет 0,018-0,024 вес.%.
11. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Ti составляет 0,012-0,019 вес.%.
12. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что содержание Са составляет 0,0030-0,0045 вес.%.
13. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что структурные составляющие включают, в основном, феррит, отпущенный бейнит и, возможно, небольшое количество мартенсита.
14. Стальная полоса по п.1, отличающаяся тем, что ее толщина составляет 10-25 мм, предел текучести ≥500 МПа, отношение предела текучести к пределу прочности ≤0,75, удлинение А50≥20%, Akv≥200 Дж при -60°С.
15. Способ производства стальной полосы по п.1, включающий: вакуумную дегазацию стали, непрерывное литье или литье под давлением расплавленной стали, при этом полученный при непрерывном литье сляб или при литье под давлением пруток, нагревают при температуре 1150-1220°С, осуществляют многопроходную прокатку в зоне рекристаллизации аустенита и в зоне отсутствия рекристаллизации, при этом устанавливают суммарный коэффициент обжатия ≥80%, а температуру конца прокатки ≥850°С, осуществляют водное охлаждение прокатной стальной полосы со скоростью 15-50°С/с до температуры в диапазоне от температуры бейнита Bs -60°С до температуры бейнита Bs -100°С, последующее охлаждение полосы воздухом в течение 5-60 с, быстрый нагрев охлажденной стальной полосы в индукционной нагревательной печи на линии со скоростью 1-10°С/с до температуры бейнита Bs +20°С, отпуск в течение 40-60 с с последующим охлаждением воздухом вне печи, при этом стартовая точка бейнита Bs имеет следующее значение: Bs=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo, где С, Mn, Ni, Cr, Мо соответствуют содержанию этих элементов в стальной полосе в вес.%.
16. Способ по п.15, отличающийся тем, что при многопроходной прокатке степень обжатия в зоне рекристаллизации аустенита ≥65%, а в зоне отсутствия рекристаллизации - ≤63%.
17. Способ по п.15 или 16, отличающийся тем, что температура конца прокатки составляет 850-880°С.
18. Способ по п.15 или 16, отличающийся тем, что прокатную стальную полосу быстро охлаждают при помощи водного охлаждения со скоростью 15-50°С/с до температуры 510-550°С.
RU2014109120/02A 2011-09-26 2012-05-25 Стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью и способ ее производства RU2588755C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201110287965.X 2011-09-26
CN201110287965.XA CN103014554B (zh) 2011-09-26 2011-09-26 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
PCT/CN2012/076049 WO2013044640A1 (zh) 2011-09-26 2012-05-25 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2014109120A RU2014109120A (ru) 2015-11-10
RU2588755C2 true RU2588755C2 (ru) 2016-07-10

Family

ID=47963664

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2014109120/02A RU2588755C2 (ru) 2011-09-26 2012-05-25 Стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью и способ ее производства

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9683275B2 (ru)
EP (1) EP2762598B1 (ru)
JP (1) JP5750546B2 (ru)
KR (1) KR20140017001A (ru)
CN (1) CN103014554B (ru)
BR (1) BR112013033257B1 (ru)
ES (1) ES2670008T3 (ru)
RU (1) RU2588755C2 (ru)
WO (1) WO2013044640A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2688077C1 (ru) * 2018-08-17 2019-05-17 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Способ производства низколегированного хладостойкого листового проката
RU2690398C1 (ru) * 2018-08-17 2019-06-03 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Способ производства низколегированного хладостойкого свариваемого листового проката

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9051634B2 (en) * 2011-10-25 2015-06-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet
CN103215502B (zh) * 2013-05-13 2015-02-18 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种易成型高强度中厚钢板的生产方法
CN103215504B (zh) * 2013-05-13 2015-02-18 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种易成型高强度中厚钢板的生产方法
CN103215503B (zh) * 2013-05-13 2015-02-18 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种易成型高强度中厚钢板的生产方法
CN103215501B (zh) * 2013-05-13 2015-02-18 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种易成型高强度中厚钢板的生产方法
CN103320692B (zh) * 2013-06-19 2016-07-06 宝山钢铁股份有限公司 超高韧性、优良焊接性ht550钢板及其制造方法
CN103343300B (zh) * 2013-07-26 2015-12-09 武汉钢铁(集团)公司 厚度＞26mm及纵向屈服强度≥500MPa的工程用钢及生产方法
JP6108116B2 (ja) * 2014-03-26 2017-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れる船舶用、海洋構造物用および水圧鉄管用厚鋼板およびその製造方法
KR102002241B1 (ko) 2015-03-26 2019-07-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법, 및 구조관
EP3375900A4 (en) * 2016-03-22 2019-07-17 Nippon Steel Corporation ELECTRIC RESISTANT WELDED STEEL TUBE FOR A TUBE
JP6969125B2 (ja) * 2017-03-22 2021-11-24 セイコーエプソン株式会社 用紙搬送装置、及び、印刷装置
CN108624810B (zh) * 2017-06-26 2020-06-23 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本高强度高抗硫油井管及其制造方法
CN109055864B (zh) * 2018-10-08 2019-09-20 鞍钢股份有限公司 高强韧性低屈强比热煨弯管用宽厚钢板及其生产方法
CN110284066B (zh) * 2019-07-24 2021-04-16 宝钢湛江钢铁有限公司 一种薄规格低屈强比管线钢及其制造方法
CN110453157A (zh) * 2019-08-01 2019-11-15 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种低屈强比薄规格管线钢的制造方法
CN111748737B (zh) * 2020-06-28 2021-10-22 武汉钢铁有限公司 一种冷裂纹敏感系数≤0.25的易焊接超高强钢及生产方法
CN113106346B (zh) * 2021-04-12 2022-03-01 达力普石油专用管有限公司 一种高强度无缝管线管及其制备方法
CN116254391B (zh) * 2021-12-10 2025-10-17 中国石油天然气集团有限公司 一种高塑性超高钢级大应变管线钢及其制备方法
CN114411053B (zh) * 2021-12-29 2022-12-20 日钢营口中板有限公司 一种高效低成本抗大变形x70m管线钢板及其制造方法
CN114892102B (zh) * 2022-05-28 2023-08-15 日钢营口中板有限公司 一种经济型大厚度管件用钢板及其制造方法
CN115261581B (zh) * 2022-07-26 2023-10-20 张家港宏昌钢板有限公司 非调质高强度钢板及其生产方法
CN115584436B (zh) * 2022-09-26 2023-06-23 武汉钢铁有限公司 一种经济型氢气输送管线钢及生产方法
WO2024237292A1 (ja) * 2023-05-17 2024-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼管およびその製造方法
CN117737373B (zh) * 2023-11-30 2025-10-28 华南理工大学 高强塑积高碳低合金弹簧钢丝及其超快速感应加热生产方法
CN118814064B (zh) * 2024-07-01 2025-10-14 马鞍山钢铁股份有限公司 具有高温拉伸强度和低温韧性的无间隙原子x52m管线钢及其生产方法
CN120738562A (zh) * 2025-08-20 2025-10-03 本钢板材股份有限公司 一种极限规格x100管线钢及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008248315A (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Jfe Steel Kk 母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法
RU2360013C2 (ru) * 2004-02-24 2009-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для высокопрочной трубы, изготовленной путем контактной сварки, обладающий стойкостью к воздействию сернистого газа и исключительной ударной вязкостью, и способ изготовления такого стального листа
JP2009197282A (ja) * 2008-02-22 2009-09-03 Jfe Steel Corp 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法
JP2009235524A (ja) * 2008-03-27 2009-10-15 Jfe Steel Corp 靭性および変形能に優れた板厚：２５ｍｍ以上の高強度鋼管用鋼材およびその製造方法
CN101985725A (zh) * 2010-11-27 2011-03-16 东北大学 一种780MPa级低屈强比建筑用钢板及其制造方法

Family Cites Families (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57134514A (en) 1981-02-12 1982-08-19 Kawasaki Steel Corp Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability
JP2913426B2 (ja) 1991-03-13 1999-06-28 新日本製鐵株式会社 低温靱性の優れた厚肉高張力鋼板の製造法
JPH0995731A (ja) * 1995-10-02 1997-04-08 Nkk Corp 低温用建築向け鋼材の製造方法
JP3371699B2 (ja) * 1996-07-22 2003-01-27 日本鋼管株式会社 耐火性に優れた耐震性建築鋼材の製造方法
US6264760B1 (en) 1997-07-28 2001-07-24 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
JPH1180832A (ja) 1997-09-09 1999-03-26 Nippon Steel Corp 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
JP3375554B2 (ja) * 1998-11-13 2003-02-10 川崎製鉄株式会社 強度一延性バランスに優れた鋼管
TNSN99233A1 (fr) 1998-12-19 2001-12-31 Exxon Production Research Co Aciers de haute resistance avec excellente tenacite de temperature cryogenique
JP2003193188A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP4025263B2 (ja) 2003-07-17 2007-12-19 株式会社神戸製鋼所 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接継手靭性に優れ且つ音響異方性の小さい低降伏比高張力鋼板
CN100494451C (zh) 2005-03-30 2009-06-03 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法
CN100372962C (zh) 2005-03-30 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法
JP4437972B2 (ja) * 2005-04-22 2010-03-24 株式会社神戸製鋼所 音響異方性の少ない母材靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP4502950B2 (ja) * 2005-12-28 2010-07-14 株式会社神戸製鋼所 耐食性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた船舶用鋼材
CN101289728B (zh) * 2007-04-20 2010-05-19 宝山钢铁股份有限公司 低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板及其制造方法
JP5217556B2 (ja) * 2007-08-08 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
MX2010003835A (es) 2007-10-10 2010-05-13 Nucor Corp Acero estructurado metalografico complejo y metodo para manufacturarlo.
KR101018131B1 (ko) * 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
CN101649420B (zh) 2008-08-15 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性低屈强比钢、钢板及其制造方法
KR101091306B1 (ko) 2008-12-26 2011-12-07 주식회사 포스코 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5487682B2 (ja) 2009-03-31 2014-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法
CN101864542B (zh) * 2009-04-16 2011-09-28 上海梅山钢铁股份有限公司 高频电阻直缝焊油井管用钢及其制造方法
CA2759256C (en) 2009-05-27 2013-11-19 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet, hot-dipped steel sheet, and alloy hot-dipped steel sheet that have excellent fatigue, elongation, and collision characteristics, and manufacturing method for said steel sheets
WO2011027900A1 (ja) * 2009-09-02 2011-03-10 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5353573B2 (ja) 2009-09-03 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 成形性及び疲労特性に優れた複合組織鋼板並びにその製造方法
CN102021494B (zh) * 2009-09-23 2012-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种耐候厚钢板及其制造方法
JP5532800B2 (ja) * 2009-09-30 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法
JP5482205B2 (ja) 2010-01-05 2014-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5425702B2 (ja) * 2010-02-05 2014-02-26 株式会社神戸製鋼所 落重特性に優れた高強度厚鋼板
CN101906569B (zh) * 2010-08-30 2013-01-02 南京钢铁股份有限公司 一种热处理方法制备的抗大变形管线钢及其制备方法
CN101985722B (zh) * 2010-09-20 2012-07-25 南京钢铁股份有限公司 低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法
CN101962733A (zh) 2010-10-29 2011-02-02 北京科技大学 一种低成本、高强韧x80抗大变形管线钢及生产方法
JP5533729B2 (ja) * 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5158272B2 (ja) * 2011-03-10 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
CA2831404C (en) * 2011-03-28 2016-03-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
TWI489000B (zh) * 2011-07-29 2015-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp An alloyed molten zinc plating layer and a steel sheet having the same, and a method for producing the same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2360013C2 (ru) * 2004-02-24 2009-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для высокопрочной трубы, изготовленной путем контактной сварки, обладающий стойкостью к воздействию сернистого газа и исключительной ударной вязкостью, и способ изготовления такого стального листа
JP2008248315A (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Jfe Steel Kk 母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法
JP2009197282A (ja) * 2008-02-22 2009-09-03 Jfe Steel Corp 耐延性き裂発生特性に優れる低降伏比高強度鋼板とその製造方法
JP2009235524A (ja) * 2008-03-27 2009-10-15 Jfe Steel Corp 靭性および変形能に優れた板厚：２５ｍｍ以上の高強度鋼管用鋼材およびその製造方法
CN101985725A (zh) * 2010-11-27 2011-03-16 东北大学 一种780MPa级低屈强比建筑用钢板及其制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2688077C1 (ru) * 2018-08-17 2019-05-17 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Способ производства низколегированного хладостойкого листового проката
RU2690398C1 (ru) * 2018-08-17 2019-06-03 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Способ производства низколегированного хладостойкого свариваемого листового проката

Also Published As

Publication number Publication date
EP2762598A4 (en) 2015-11-11
KR20140017001A (ko) 2014-02-10
EP2762598B1 (en) 2018-04-25
CN103014554B (zh) 2014-12-03
WO2013044640A1 (zh) 2013-04-04
US20140144556A1 (en) 2014-05-29
JP2014520208A (ja) 2014-08-21
RU2014109120A (ru) 2015-11-10
US9683275B2 (en) 2017-06-20
EP2762598A1 (en) 2014-08-06
JP5750546B2 (ja) 2015-07-22
ES2670008T3 (es) 2018-05-29
BR112013033257A2 (pt) 2017-03-01
BR112013033257B1 (pt) 2019-06-25
CN103014554A (zh) 2013-04-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2588755C2 (ru) Стальная полоса с низким отношением предела текучести к пределу прочности и высокой ударной вязкостью и способ ее производства
JP5900303B2 (ja) 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
KR101657828B1 (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
RU2593567C2 (ru) Высокопрочная стальная полоса с высокой ударной вязкостью и пределом текучести 700 мпа и способ ее производства
JP5991175B2 (ja) 鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JPWO2016114146A1 (ja) 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法
JP6137435B2 (ja) 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法
JP2020500262A (ja) 低温用中マンガン鋼材及びその製造方法
CN106133168B (zh) 高张力钢板及其制造方法
CA3094517C (en) A steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof
JP6288288B2 (ja) ラインパイプ用鋼板及びその製造方法とラインパイプ用鋼管
KR101546154B1 (ko) 유정용 강관 및 그 제조 방법
JP4951997B2 (ja) 引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
JP2008248359A (ja) オンライン冷却型高張力鋼板の製造方法
JP2016180143A (ja) フェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
CN102732790A (zh) 一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法
KR100843844B1 (ko) 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법
CN114423878B (zh) 厚钢板及其制造方法
WO2019050010A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP5082500B2 (ja) 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板の製造方法
JP2007270194A (ja) 耐ｓｒ特性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP2005298962A (ja) 加工性に優れた高張力鋼板の製造方法
JP5151510B2 (ja) 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法
JP2007138203A (ja) 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法
JP7622839B2 (ja) 鋼板およびその製造方法