<EMI ID=1.1>
La présente invention a pour objet un acier structurel pouvant être soudé facilement et ayant une haute résistance
<EMI ID=2.1>
ductilité supérieure.
En règle générale, on admet que la résistance et la
ductilité ou la résistance et la soudabilité d'un acier sont
des caractéristiques contradictoires, en ce sens qu'un gain
de l'une est inévitablement accompagné d'une importante perte
de l'autre. Par exemple, la résistance ne peut être élevée qu'au détriment de la ductilité, de la soudabilité ou des deux et, par conséquent, un centre d'intérêt dans la technique de fabrication de l'acier a été la façon d'obtenir des aciers où ces trois propriétés étaient maintenues simultanément à un niveau élevé.
En conséquence, un objet principal de la présente invention est dé prévoir un acier ayant une résistance à la
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soudable pour pouvoir servir de matériau dans la construction des structures soudées. Parmi les procédés existants en vue d'augmenter la résistance de l'acier, la méthode la plus commune et la plus économique consiste à augmenter la teneur en .carbone. Toutefois, étant donné que la soudabilité de l'acier est altérée lorsqu'on augmente la teneur en carbone au-delà d'une certaine limite, cette dernière dépendant d'autres facteurs comprenant les teneurs en éléments d'alliage coexistants, la fabrication des aciers de haute résistance et de bonne soudabilité doit être effectuée suivant d'autres moyens.
En d'autres termes, dans les procédés existants pour la fabrication des aciers soudables à haute résistance, on suit généralement une méthode particulière, dans laquelle on obtient la résistance sans altérer la soudabilité en prévoyant un ou plusieurs éléments d'alliage, chacun en une quantité rela tivement faible par rapport à l'acier, puis en soumettant l'acier à un traitement thermique approprié, par exemple un traitement de trempe et de revenu, lorsqu'on désire porter la résistance à un niveau plus élevé encore ou si l'on veut réaliser des économies en réduisant la teneur en éléments d'alliage coûteux.
En règle générale, cet élément d'alliage est nécessaire pour que les aciers atteignent des résistances à la traction supérieures à 60 kg/mm2, mais pour atteindre une résistance <EMI ID=4.1>
au moins quelques éléments d'alliage en proportions et types variables, mais un traitement thermique approprié est presque toujours indispensable. Jusqu'à présent, on a proposé de nombreux aciers soudables à haute résistance et certains d'entre eux ont été commercialisés mais, en règle générale, on estime qu'en ce qui concerne les aciers destinés à des structures soudées, tout en pouvant être traités facilement et en toute sécurité à l'atelier et au chantier, un Intervalle
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la traction.
Apparemment, il existe deux façons d'éviter cet inoon-
<EMI ID=6.1>
d'alliage, tandis que l'autre consiste à réduire la température de trempe au cours du traitement thermique précité. Tou- tefois, le premier procédé est désavantageux aux points de vue économie et soudabilité, car la plupart des éléments d'alliage
<EMI ID=7.1>
dabilité tandis que, dans le deuxième procédé, le but ne peut être atteint qu'au détriment de In ductilité a basse tempéra- ture; de plus, la structure soudée pourrait se détériorer au joint soudé, lorsque le recuit pratiqué après le soudage et souvent inévitable en! vue d'éliminer les tensions résiduelles de la soudure est nécessairement effectué à une température
<EMI ID=8.1>
<EMI ID=9.1>
résistance à la traction d'au moins 90 à 100 kg/mm2 (appelé ci-après niveau de 100 kg/wm2 pour plus de facilité), tout en!
<EMI ID=10.1> thermique approprié, certains éléments métalliques d'alliage de cette matière, de même que certains agents de précipitation de nitrures métalliques étant des constituants importants et critiques.
Plus spécifiquement, la présente invention se rapporte
<EMI ID=11.1>
être ajoutés suivant les nécessités spécifiques, le reste étant constitué pratiquement entièrement de fer avec des impuretés accidentelles ou inévitables, l'acier étant refroidi rapidement
<EMI ID=12.1>
<EMI ID=13.1>
température où l'intervalle normal de température de trempe
et de revenu coïncide avec l'intervalle de température de précipitation la plus rapide des nitrures d'aluminium, de béryl.. lium ou de columbium, ces aciers étant ensuite soumis à un
<EMI ID=14.1>
<EMI ID=15.1>
Suivant la présente invention, il n'y a aucune préférence spéciale pour le type de four de fabrication d'acier,
au moyen duquel on obtient l'acier de l'invention, bien qu'il soit nécessaire de veiller au type et à la quantité des éléments d'alliage et des nitrures, en considération de facteurs tels que l'épaisseur ou les particularités de l'application. finale,
<EMI ID=16.1> <EMI ID=17.1>
dabilité lorsque l'acier est parachevé après traitement thermi- que. En d'autres termes, suivant la présente invention, il faut souligner non seulement la détermination de l'intervalle approprie de composition pour les éléments d'alliage et le nitrure, mais également le traitement thermique approprie au moyen duquel on atteint le niveau de résistance à la traction envisagée.
<EMI ID=18.1>
conditions nécessaires grâce à de nombreux essais et considé- rations théoriques, dont on décrira à présent le résultat. En premier lieu, la teneur en carbone est limitée a moins de
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résistance dû au carbone était équilibré par la détérioration de la soudabilité. En ce qui concerne le silicium, il faut
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ductilité de l'acier a tendance à être détériorée. Le manganèse qui est un des éléments d'alliage les plus économiques pour
<EMI ID=21.1>
taille sont influencées défavorablement. Le molybdène, qui contribue à améliorer la ductilité, ainsi que la résistance,
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l'effet ne se manifeste pas. Le vanadium est prévu eu égard
à son effet d'augmentation de la résistance et d'affinage des
<EMI ID=23.1>
cette limite, il est non seulement superflu, mais il a égale-ment souvent tendance à rendre l'acier cassant, En résumé,
la composition de base de l'acier de la présente invention est conçue de telle sorte qu'avec la coopération du carbone, du manganèse, du chrome, du molybdène et du vanadium, la résistance de l'acier soit élevée sans altérer la ductilité et la soudabilité.
Toutefois, il est à noter que l'on ne peut obtenir une
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composition chimique reprise ci-dessus. Le composant de précipitation-de nitrure métallique a son importance dans cette composition et, par conséquent, il constitue une condition fondamentale dans la présente invention.
On sait que certains précipités. de nitrures métalliques, comme par exemple le nitrure d'aluminium, affine la structure granulaire et que, par conséquent, ils améliorent la ductilité à température ambiante, de même que la résistance à l'entaille à basse température de l'acier. Suivant la présente invention, on a appliqué ce principe au cas des aciers à haute résistance
<EMI ID=25.1>
que l'on a obtenu une meilleure ductilité. En outre, pour le cas particulier envisagé, on a également trouvé que la résistance de l'acier était sensiblement augmentée. Toutefois, on a
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point que son aptitude à la trempe et au revenu était plutôt réduite ou que l'on obtenait difficilement une profondeur de trempe satisfaisante, en particulier lorsque l'épaisseur de la matière première était importante, par exemple plus de 1 pouce
<EMI ID=27.1>
cette difficulté pouvait être surmontée en ajoutant du bore afin de rectifier la perte d'aptitude à la trempe et au revenu, ainsi qu'on l'a du reste établi par de" essais. L'effet qu'exerce le bore pour améliorer l'aptitude à la trempe et au revenu
<EMI ID=28.1>
le bore commence à précipiter sous forme de borure.terreux le long des limites des grains, ce qui a tendance à altérer la ductilité. A ce propos, le bore et le nickel se complètent ou peuvent se remplacer mutuellement.
En ce qui concerne le type et la teneur des nitrures métalliques, il faut tenir compte des considérations suivantes* Parmi tous les formateurs possibles de nitrures métalliques, on a constaté qu'au moins l'alumium, le béryllium, le columbium, le titane et le zirconium (en particulier les trois premiers) étaient efficaces. En prenant par exemple le cas du nitrure d'aluminium, la teneur de ces précipités de nitrure métallique
<EMI ID=29.1>
tance à la traction ne peut être garantie, tandis qu'au-delà de cet intervalle, la quantité d'azote contenu dans l'acier avant la formation du nitrure d'aluminium devient trop impor- tante pour pouvoir finir le lingot à l'état calmé; en effet,
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Lorsqu'il faut plusieurs précipités de nitrures, on peut, pour
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naison de ces nitrures, en particulier un nitrure choisi parmi le groupe de l'aluminium, du béryllium et du columbium ou un autre choisi parmi le groupe du titane et du zirconium, par
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au-delà de 0,l8fJ, on ne constate aucune amélioration importantes
De plus, on peut prévoir du nickel, du cuivre ou les deux dans la composition de base décrite ci-dessus. Le nickel est utilisé en raison de ses effets favorables sur la résistance, la ductilité et la profondeur de trempe et de revenu pour les tales d'acier de forte épaisseur ou des utilisations dans des conditions rigoureuses. Toutefois, lorsqu'il est ajouté en une quantité supérieure à 2%, les autres éléments d'alliage doivent être réglés de façon à obtenir la structure métallographique appropriée. Le cuivre est ajouté en raison
<EMI ID=33.1>
l'aptitude de l'acier au traitement.
Comme on l'a indiqué brièvement ci-dessus, un traitement thermique approprié constitue une autre condition requise pour que l'acier de la présente invention ait une résistance à la traction de 100 kg/mm2, même si tous les constituants ci-dessus sont combinés de la manière la mieux.appropriée.
En d'autres termes, on ne peut obtenir un acier hautement ductile et soudable d'une résistance à la traction de 100kg/ mm2 en refroidissant simplement l'acier à partir de la température de traitement à chaud.
A cet effet, 11 convient d'appliquer le traitement thermique décrit ci-après. Tout d'abord, on chauffe l'acier
<EMI ID=34.1>
que le nitrure métallique précipite sous une forme finement dispersée dans la matrice d'acier. En second lieu, après avoir maintenu l'acier à cette température pendant une période suffisamment longue, jusqu'à ce que l'austénitisation et la précipitation du nitrure soient terminées, on le refroidit brusquement dans l'eau ou on le refroidit rapidement à une vitesse comparable à celle du refroidissement brusque dans l'eau, de façon que la majeure partie de l'acier devienne de <EMI ID=35.1>
au détriment de la résistance. En effet, même avec la composition de base ou la composition modifiée de la présente invention, l'acier martensitique a une ductilité trop faible, bien que sa résistance puisse devenir très élevée, Dans ce cas, la
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plutôt critique, car un revenu effectua en dessous de cette température donne un acier susceptible de subir des craquelures aux intempéries ou d'autres phénomènes néfastes se manifestant souvent dans l'acier après le soudage, Dans le traitement thermique décrit ci-dessus, il faut veiller à ce que pratiquement tout le nitrure métallique disponible soit précipite.
<EMI ID=37.1>
<EMI ID=38.1>
te invention (acier A) en fonction de la composition chimique, le reste étant pratiquement constitué entièrement de fer avec des Impuretés accidentelles. Les propriétés mécaniques et la soudabilité de l'acier A sont indiquées respectivement aux tableaux 2 et 3. Au tableau 3, le test de soudabilité A est celui de la Japan National Railway Corporation (M.Otani,
<EMI ID=39.1> qui constitue un traitement thermique particulier parmi ceux compatibles avec ceux de la présente invention. Tableau 1 Composition chimique" $ en poids
<EMI ID=40.1>
Tableau 2 Propriétés mécaniques
<EMI ID=41.1>
<EMI ID=42.1>
<EMI ID=43.1>
<EMI ID=44.1>
Tableau 3 Soudabilit�
<EMI ID=45.1>
On constate que l'acier A de la présente invention a une résistance à la traction de 100 kg/mm2 après le traitement thermique, une excellente ductilité à la température
<EMI ID=46.1>
montrera ci-après.
exemple
Au tableau 4, on donne les compositions chimiques respectives d'un acier soudable connu à haute résistance à la traction (acier B)f soumis à un traitement thermique à <EMI ID=47.1>
obtenus dans les tests de résistance à la traction et de chocs
<EMI ID=48.1>
sont repris au tableau 6.
<EMI ID=49.1>
<EMI ID=50.1>
Tableau 5 Propriétés mécaniques des aciers
du Tableau 1
<EMI ID=51.1>
<EMI ID=52.1>
<EMI ID=53.1>
<EMI ID=54.1> Tableau 6 Soudabilité des aciers du Tableau 1
<EMI ID=55.1>
<EMI ID=56.1>
tance à la traction de 80 kg/mm2, bien que ces deux aciers aient presque la même composition chimique. On notera égale- ment que, tandis que les deux aciers C et D peuvent être appelés
<EMI ID=57.1>
l'acier D de la présente invention possède une ductilité à basse température absolument comparable à celle de l'acier B, tandis que celle de l'acier C est légèrement inférieure, malgré sa plus forte teneur en éléments d'alliage.
D'autre part, le tableau 6 montre que l'acier C a une soudabilité inférieure à celle de l'acier D de la présente invention, en ce sens que le préchauffage nécessaire pour éviter la formation de craquelures dans les soudures est d'au
<EMI ID=58.1>
ble sur le chantier" D'autre part, la soudabilité de l'acier D est la même que celle de l'acier B, en ce sens que le soudage
<EMI ID=59.1>
une température absolument normale sur le chantiers
REVENDICATIONS.
<EMI ID=60.1>
précipité de nitrure métallique, le nitrure métallique étant l'un ou l'autre des nitrures d'aluminium, de béryllium, de columblum, de titane et de zirconium ou l'une ou l'autre combinaison de ces derniers, le reste étant constitue pratiquement entièrement de fer avec des impuretés accidentelles, l'acier devant être soumis à une trempe à partir d'une température
<EMI ID=61.1>
<EMI ID = 1.1>
The present invention relates to a structural steel which can be welded easily and has high strength.
<EMI ID = 2.1>
superior ductility.
As a general rule, it is assumed that resistance and
ductility or the strength and weldability of a steel are
contradictory characteristics, in the sense that a gain
of one is inevitably accompanied by a significant loss
the other. For example, strength can only be high at the expense of ductility, weldability, or both, and therefore a focus of interest in the art of steelmaking has been how to achieve steels where these three properties were simultaneously maintained at a high level.
Accordingly, a main object of the present invention is to provide a steel having resistance to heat loss.
<EMI ID = 3.1>
weldable so that it can be used as a material in the construction of welded structures. Among the existing methods for increasing the strength of steel, the most common and economical method is to increase the carbon content. However, since the weldability of steel is impaired when the carbon content is increased beyond a certain limit, the latter depending on other factors including the contents of coexisting alloying elements, the manufacture of Steels of high strength and good weldability must be carried out in other ways.
In other words, in the existing processes for the manufacture of weldable high strength steels, a particular method is generally followed, in which the strength is obtained without impairing the weldability by providing one or more alloying elements, each in one. relatively small amount compared to the steel, then subjecting the steel to an appropriate heat treatment, for example a quenching and tempering treatment, when it is desired to raise the strength to a still higher level or if the savings are to be made by reducing the content of expensive alloying elements.
As a rule, this alloying element is necessary in order for steels to achieve tensile strengths above 60 kg / mm2, but to achieve strength <EMI ID = 4.1>
at least some alloying elements in varying proportions and types, but proper heat treatment is almost always essential. Heretofore, many weldable high strength steels have been proposed and some of them have been commercialized but, in general, it is believed that with regard to steels intended for welded structures, while being able to be processed easily and safely in the workshop and on the jobsite, an Interval
<EMI ID = 5.1>
traction.
Apparently there are two ways to avoid this inoon-
<EMI ID = 6.1>
alloy, while the other consists in reducing the quenching temperature during the aforementioned heat treatment. However, the first method is disadvantageous from the point of view of economy and weldability, since most of the alloying elements
<EMI ID = 7.1>
reliability while, in the second method, the aim can only be achieved at the expense of low temperature ductility; moreover, the welded structure could deteriorate at the welded joint, when annealing practiced after welding and often inevitable in! view to eliminate residual stresses the solder is necessarily carried out at a temperature
<EMI ID = 8.1>
<EMI ID = 9.1>
tensile strength of at least 90-100 kg / mm2 (hereinafter referred to as the 100 kg / wm2 level for convenience), while!
<EMI ID = 10.1> suitable thermal, some metal alloying elements of this material, as well as some metal nitride precipitators being important and critical constituents.
More specifically, the present invention relates
<EMI ID = 11.1>
be added according to specific needs, the remainder being made up almost entirely of iron with accidental or unavoidable impurities, the steel being cooled rapidly
<EMI ID = 12.1>
<EMI ID = 13.1>
temperature where the normal tempering temperature interval
and tempering coincides with the temperature range of the fastest precipitation of aluminum nitrides, beryllium or columbium, these steels then being subjected to a
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<EMI ID = 15.1>
According to the present invention, there is no special preference for the type of steel making furnace,
by means of which the steel of the invention is obtained, although it is necessary to pay attention to the type and quantity of alloying elements and nitrides, in consideration of factors such as the thickness or the peculiarities of the 'application. final,
<EMI ID = 16.1> <EMI ID = 17.1>
reliability when the steel is finished after heat treatment. In other words, according to the present invention, it should be emphasized not only the determination of the appropriate range of composition for the alloying elements and the nitride, but also the appropriate heat treatment by means of which the level of resistance is reached. to the envisaged traction.
<EMI ID = 18.1>
necessary conditions thanks to numerous tests and theoretical con- siderations, the result of which will now be described. First, the carbon content is limited to less than
<EMI ID = 19.1>
Carbon resistance was balanced by deterioration in weldability. Regarding silicon, it is necessary
<EMI ID = 20.1>
ductility of steel tends to be deteriorated. Manganese, which is one of the most economical alloying elements for
<EMI ID = 21.1>
size are adversely affected. Molybdenum, which helps improve ductility, as well as strength,
<EMI ID = 22.1>
the effect does not manifest itself. Vanadium is intended for
to its effect of increasing the resistance and refining
<EMI ID = 23.1>
this limit, it is not only superfluous, but it also often tends to make the steel brittle, In summary,
the basic composition of the steel of the present invention is designed so that with the cooperation of carbon, manganese, chromium, molybdenum and vanadium, the strength of the steel is high without impairing the ductility and weldability.
However, it should be noted that one cannot obtain a
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chemical composition listed above. The metal nitride precipitation component is important in this composition and, therefore, is a fundamental requirement in the present invention.
It is known that some precipitates. metal nitrides, such as aluminum nitride, for example, refine the grain structure and therefore improve the ductility at room temperature, as well as the low temperature notch resistance of steel. According to the present invention, this principle has been applied to the case of high strength steels
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that better ductility was obtained. In addition, for the particular case considered, it was also found that the strength of the steel was significantly increased. However, we have
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that its quenching and tempering ability was rather reduced or that a satisfactory quenching depth was difficult to obtain, especially when the thickness of the raw material was large, for example more than 1 inch
<EMI ID = 27.1>
this difficulty could be overcome by adding boron in order to correct the loss of quenching and tempering ability, as has moreover been established by experiments. The effect of boron in improving the temperature. 'temperability and temperability
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boron begins to precipitate as an earthy boride along the grain boundaries, which tends to impair ductility. In this regard, boron and nickel complement or can replace each other.
Regarding the type and content of metal nitrides, the following considerations should be taken into account * Among all possible formers of metal nitrides, it has been found that at least alumium, beryllium, columbium, titanium and zirconium (especially the first three) were effective. Taking for example the case of aluminum nitride, the content of these precipitates of metal nitride
<EMI ID = 29.1>
The tensile strength cannot be guaranteed, while beyond this interval the quantity of nitrogen contained in the steel before the formation of the aluminum nitride becomes too great to be able to finish the ingot at the same time. calmed state; indeed,
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When several nitride precipitates are required, it is possible, for
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end of these nitrides, in particular a nitride chosen from the group of aluminum, beryllium and columbium or another chosen from the group of titanium and zirconium, for example
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beyond 0, l8fJ, there is no significant improvement
In addition, nickel, copper or both can be included in the base composition described above. Nickel is used because of its favorable effects on strength, ductility, and quenching and tempering depth for heavy gauge steel plates or severe conditions. However, when it is added in an amount greater than 2%, the other alloying elements must be adjusted so as to obtain the appropriate metallographic structure. Copper is added due
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suitability of the steel for processing.
As briefly stated above, proper heat treatment is another requirement for the steel of the present invention to have a tensile strength of 100 kg / mm2, even though all of the above constituents are. combined in the most appropriate manner.
In other words, a highly ductile and weldable steel with a tensile strength of 100kg / mm2 cannot be obtained by simply cooling the steel from the hot processing temperature.
To this end, the heat treatment described below should be applied. First, we heat the steel
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that the metal nitride precipitates in a finely dispersed form in the steel matrix. Second, after keeping the steel at this temperature for a sufficiently long period of time, until the austenitization and precipitation of the nitride are complete, it is either cooled abruptly in water or quickly cooled to a temperature. rate comparable to that of sudden cooling in water, so that most of the steel becomes <EMI ID = 35.1>
to the detriment of resistance. Indeed, even with the base composition or the modified composition of the present invention, martensitic steel has too low ductility, although its strength may become very high. In this case, the
<EMI ID = 36.1>
rather critical, because tempering below this temperature gives a steel susceptible to weathering cracks or other harmful phenomena often appearing in the steel after welding, In the heat treatment described above, it is necessary ensure that virtually all available metal nitride is precipitated.
<EMI ID = 37.1>
<EMI ID = 38.1>
the invention (steel A) depending on the chemical composition, the rest being almost entirely made up of iron with accidental impurities. The mechanical properties and weldability of steel A are shown in Tables 2 and 3, respectively. In Table 3, the weldability test A is that of the Japan National Railway Corporation (M.Otani,
<EMI ID = 39.1> which constitutes a particular heat treatment among those compatible with those of the present invention. Table 1 Chemical composition "$ by weight
<EMI ID = 40.1>
Table 2 Mechanical properties
<EMI ID = 41.1>
<EMI ID = 42.1>
<EMI ID = 43.1>
<EMI ID = 44.1>
Table 3 Weldability �
<EMI ID = 45.1>
It is found that the steel A of the present invention has a tensile strength of 100 kg / mm2 after the heat treatment, excellent ductility at temperature.
<EMI ID = 46.1>
will show below.
example
In Table 4, the respective chemical compositions of a known weldable high tensile steel (steel B) f subjected to heat treatment at <EMI ID = 47.1> are given.
obtained in tensile strength and impact tests
<EMI ID = 48.1>
are listed in Table 6.
<EMI ID = 49.1>
<EMI ID = 50.1>
Table 5 Mechanical properties of steels
from Table 1
<EMI ID = 51.1>
<EMI ID = 52.1>
<EMI ID = 53.1>
<EMI ID = 54.1> Table 6 Weldability of steels in Table 1
<EMI ID = 55.1>
<EMI ID = 56.1>
tensile strength of 80 kg / mm2, although these two steels have almost the same chemical composition. Note also that, while the two steels C and D can be called
<EMI ID = 57.1>
the steel D of the present invention has a ductility at low temperature absolutely comparable to that of steel B, while that of steel C is slightly lower, despite its higher content of alloying elements.
On the other hand, Table 6 shows that the steel C has a lower weldability than that of the steel D of the present invention, in that the preheating necessary to avoid the formation of cracks in the welds is at
<EMI ID = 58.1>
ble on site "On the other hand, the weldability of steel D is the same as that of steel B, in the sense that welding
<EMI ID = 59.1>
absolutely normal temperature on construction sites
CLAIMS.
<EMI ID = 60.1>
precipitate of metal nitride, the metal nitride being any one of aluminum, beryllium, columblum, titanium and zirconium nitrides or some combination thereof, the remainder being constituted practically entirely of iron with accidental impurities, the steel to be subjected to quenching from a temperature
<EMI ID = 61.1>