CZ20002140A3

CZ20002140A3 - Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot

Info

Publication number: CZ20002140A3
Application number: CZ20002140A
Authority: CZ
Inventors: Jayoung Koo; Narasimha-Rao V. Bangaru; Glen A. Vaughn
Original assignee: Exxonmobil Upstrem Research Company
Priority date: 1998-06-18
Filing date: 1998-06-18
Publication date: 2001-04-11

Abstract

Ultra vysoce pevná svařitelná nízkolegovaná ocel s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot v základním kovu a v oblasti ovlivněné teplem (HAZ) při svařování vykazující v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi) a mikrolaminární mikrostrukturu převážně tenkými vrstvami austenitu, jemnozrnného jehlicového martenzitu ajehlicového dolního bainitu, ve formě plechu se zhotovuje: zahříváním ocelové desky vytvořené z oceli sestávající ze železa a některých nebo všech přísad, zvolených ze skupiny obsahující uhlík, mangan, nikl, dusík, měď, chrom, molybden, křemík, niob, vanad, titan, hliník a bor v určitém obsahu; ztenčováním desky na tvar plechu jedním nebo více průchody válcovací stolicí v oblasti teplot, při kterých dochází k rekrystalizací austenitu; konečným válcováním plechu jedním nebo vlče průchody válcovací stolicí v oblasti pod rekrystalizační teplotou austenitu a nad transformační teplotou Ac3; kalením vyválcovaného plechu na odpovídající teplotu pro zastavení kalení (QST); zastavením kalení; a dále buď udržováním plechu izotermálně na teplotě pro zastavení kalení po určitou dobu, nebo pomalým ochlazováním plechu před konečným ochlazením na vzduchu nebo jednoduše ochlazením plechu na vzduchu na teplotu okolí.

Description

ULTRA VYSOCE PEVNÉ VYZRÁLÉ OCELI S VYNIKAJÍCÍ HOUŽEVNATOSTÍ ZA KRYOGENNÍCH TEPLOT

Oblast vynálezu

Tento vynález se týká ultra vysoce pevných svařitelných nízkolegovaných ocelových plechů s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot jak v základním materiálu, tak v oblasti ovlivněné teplem (HAZ) při svařování. Dále se tento vynález týká výroby takových ocelových plechů.

Dosavadní stav

V následující specifikaci jsou používány různé termíny. Z tohoto důvodu je bezprostředně před patentové nároky vložen slovník výrazů.

Často je potřeba skladovat a přepravovat těkavé kapaliny při kryogenních teplotách, tj. teplotách nižších než přibližně -40 °C (-40 °F). Jsou proto například zapotřebí zásobníky pro skladování a přepravu stlačeného zkapalněného zemního plynu (PLNG) v širokém rozmezí tlaků od přibližně 1035 kPa (150 psia) do přibližně 7590 kPa (1100 psia) a teplot v rozmezí od přibližně -123 °C (-190 °F) do přibližně -62 °C (-80 °F). Pro bezpečné a ekonomické uložení a přepravu dalších těkavých tekutin s vysokou tenzí par při kryogenních teplotách, jako je methan, ethan a propan je také zapotřebí zásobníků. Pro takové zásobníky konstruované ze svařované oceli musí mít tato ocel odpovídající pevnost, aby mohly odolávat tlaku tekutiny a mít odpovídající houževnatost, aby se předešlo vzniku lomu, tj. poruchám za provozních podmínek jak v základní oceli, tak v HAZ.

U strukturních ocelí odděluje teplota přechodu z tažného do křehkého stavu (DBTT) dva lomové režimy. Při teplotách pod DBTT vede porucha v oceli ke vzniku nízkoenergetického štěpivého (křehkého) lomu, zatímco při teplotách nad DBTT vedou poruchy v oceli k vysokoenergetickému tvárnému lomu. Svařované oceli používané pro konstruování akumulačních a přepravních zásobníků pro výše uvedené kryogenní teploty a dále vystavené dalšímu namáhání provozem za kryogenních teplot, musí mít DBTT hodně pod provozní teplotou a to jak u základního materiálu, tak v HAZ, aby se předešlo poruchám nízkoenergetickým štěpivým lomem.

- 2 Oceli obsahující nikl obvykle používané pro kryogenní konstrukční aplikace, tj. oceli s obsahem niklu větším než 3 % hmotn., mají nízkou DBTT, ale také relativně nízkou pevnost v tahu. Komerčně dostupné oceli s obsahem 3,5 % hmotn. Ni, 5,5 % hmotn. Ni a 9 % hmotn. Ni mají DBTT okolo -100 °C (-150 °F), -155 °C (-250 °F) a -175 °C (-280 °F) a pevnost v tahu až do 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) a 830 MPa (120 ksi). K dosažení kombinace pevnosti a houževnatosti obvykle tyto oceli procházejí zpracováním, například dvojím žíháním. Pro kryogenní aplikace se v průmyslu obvykle používá ocelí obsahujících nikl, protože mají dobrou houževnatost při nízkých teplotách, avšak musejí se používat v blízkosti jejich relativně nízké pevnosti v tahu. Takové konstrukce pro namáhání při kryogenních teplotách obvykle vyžadují zvýšení tloušťky oceli. Používání těchto ocelí obsahujících nikl pro kryogenní aplikace s velkým namáháním vede při kombinaci vysoké ceny oceli a zvýšenou tloušťkou ke zvýšení nákladů.

Naproti tomu různé současné nízkolegované oceli se středním obsahem uhlíku (HSLA), například AISI 4320 nebo 4330, nabízejí vynikající pevnost v tahu (např. vyšší než přibližně 830 MPa (120 ksi)) a nízkou cenu, avšak mají obecně relativně vysokou DBTT, a to zvláště v oblasti ovlivněné teplem svařování (HAZ). Tyto oceli mají obecně při zvyšování pevnosti v tahu tendenci zhoršovat svařitelnost a nízkoteplotní houževnatost. Z tohoto důvodu nejsou současné komerčně dostupné oceli HSLA vhodné pro aplikace při kryogenních teplotách. Vysoká DBTT oblasti HAZ u těchto ocelí je obecně způsobena tvorbou nežádoucích hrubozrnných mikrostruktur a má původ v teplotních cyklech při svařování interkriticky znovu ohřívané oblasti HAZ, tj. oblasti HAZ zahřívané přibližně od transformační teploty Ac-i do přibližně transformační teploty AC3. (Viz slovník definic u hesel transformační teploty Aci a Ac₃.) DBTT se významně zvyšuje se zvyšováním velikosti zrna a křehkých mikrostrukturních součástí jako jsou ostrůvky martenzit-austenit (MA) v HAZ. Tak například DBTT v oblasti HAZ u současné oceli HSLA u potrubí X100 pro přepravu oleje a plynu, je vyšší než přibližně -50°C (-60°F).

• ·

- 3 Z odvětví skladování a přepravy energií vycházejí podněty k vývoji nových ocelí, u kterých by byla kombinována nízkoteplotní houževnatost výše uvedených ocelí obsahujících nikl s vysokou pevností v tahu a atributy nízkých nákladů na oceli HSLA, a přitom aby měly vynikající svařitelnost s odpovídající homogenitou, tj. dostatečně homogenní mikrostrukturu a další vlastnosti (tj. pevnost a houževnatost) při tloušťce vyšší než 2,5 cm (1 palec).

Pro nekryogenní aplikace u současných komerčně dostupných ocelí s nízkým a středním obsahem uhlíku při relativně nízké houževnatosti a vysoké pevnosti se využívá pouze část pevnosti, nebo se alternativně zpracovávají na nižší pevnost k dosažení přijatelné houževnatosti. Při konstrukčním využívání tyto přínosy vedou ke zvyšování tloušťky součástí a tudíž vyšší hmotnosti komponentů a tím i vyšším nákladům než pokud by se plně využilo u potenciálu vysoce pevných ocelí HSLA. U některých kritických aplikací jako jsou vysoce namáhané převody se k udržení dostatečné houževnatosti využívá ocelí obsahujících více než 3 % hmotn. Ni (jako jsou například AISI 48XX, SAE 93XX, atd.). Tento přístup vede pro dosahování vynikající pevnosti HSLA ocelí ke značným cenovým ztrátám. Dalším problémem, který se váže k využívání standardních komerčních ocelí HSLA je vodíková křehkost v oblasti HAZ, zvláště pokud se použije nízký svařovací tepelný příkon.

Již se objevují významné ekonomické podněty a požadavky konstruktérů na nenákladné zvýšení houževnatosti při současné vysoké a ultra vysoké pevnosti nízkolegovaných ocelí. Zvláště je zapotřebí ocelí s ultra vysokou pevností s rozumnou cenou, např. pro využití pro komerční kryogenní aplikace s pevností v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi) a vynikající houževnatostí za kryogenních teplot, např. DBTT nižší než-73 °C (-100 °F) jak v základním materiálu, tak v oblasti HAZ. Prvořadým předmětem předloženého vynálezu je současně zlepšení technologie současných vysoce pevných nízkolegovaných ocelí používaných při kryogenních teplotách v těchto třech klíčových oblastech: (i) při snižovaní DBTT na méně než -73 °C (-100 °F) v základní oceli i v oblasti HAZ, (ii) při dosahování pevnosti v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi) a (iii) při zajišťování vynikající svařitelnosti. Dalšími předměty předloženého vynálezu je získání výše uvedených ocelí HSLA se zvláště • · · ·

I · · 4 • · ♦· homogenní mikrostrukturou a vlastnostmi v celé větší než 2,5 cm (1 palec) tloušťce a to využitím běžně dostupných technologických zpracovatelských technologií a to tak, aby byly tyto oceli pro komerční postupy pro kryogenní teploty ještě ekonomicky přijatelné.

Podstata vynálezu

V souladu s výše uvedenými předměty předloženého vynálezu je zajištěna metodologie zpracování, při které se desky z nízkolegované oceli o požadovaném složení ohřívají na patřičnou teplotu, potom vyválcují na plech a na konci válcování rychle ochladí kalením ve vhodné kapalině jako je například voda, na vhodnou teplotu pro zastavení kalení (QST) k transformaci mikrostruktury oceli na převážně mikrolaminární mikrostrukturu sestávající převážně přibližně z 2 % obj. až 10 % obj. tenkých vrstev austenitu a přibližně od 90 % obj. až 98 % obj. jehlic převážně jemnozrnného martenzitu a jemnozrnného bainitu. V jednom z řešení tohoto vynálezu se ocelový plech potom ochlazuje na okolní teplotu vzduchem. Při jiném řešení se ocelový plech udržuje v podstatě izotermálně na QST po dobu až pěti (5) minut, a po této době se ochlazuje na okolní teplotu vzduchem. U ještě dalšího řešení se ocelový plech ochlazuje pomalu rychlostí nižší než 1,0 °C za sekundu (1,8 °F.s'¹) po dobu až pět (5) minut, po kterých následuje ochlazování vzduchem na okolní teplotu. Tak, jak se v popisu předloženého vynálezu používá termínu kalení, míní se tím jakýmkoliv způsobem zrychlené ochlazování oceli kapalinou mající schopnost urychlit toto ochlazování oceli v porovnání s ochlazováním této oceli vzduchem při teplotě okolí.

Opět v souladu s výše uvedenými předměty předloženého vynálezu jsou oceli upravené podle předloženého vynálezu zvláště vhodné pro mnoho aplikací pro kryogenní teploty, ve kterých tyto oceli převážně s tloušťkou plechu 2,5 cm (1 palec) mají tyto a lepší charakteristiky: (i) hodnotu DBTT v základním materiálu a zóně HAZ nižší než -73 °C (-100 °F); (ii) pevnost v tahu větší než 830 MPa (120 ksi), lépe větší než 860 MPa (125 ksi) a nejlépe větší než 900 MPa (130 ksi); (iii) vynikající svařitelnost; (iv) dostatečně homogenní mikrostrukturu a vlastnosti v průřezu celé tloušťky; a (v) zlepšenou houževnatost nad komerčně dostupnou normalizovanou • · · · > « · l

- 5 hodnotu HSLA ocelí. Tyto oceli mohou mít pevnost v tahu větší než přibližně 930 MPa (135 ksi) nebo větší než 965 MPa (140 ksi) nebo větší než 1000 MPa (145 ksi).

Přehled obrázků

Pro lepší pochopení předloženého vynálezu bude vhodný odkaz na následující podrobný popis a připojené obrázky, ve kterých:

Obr. 1 je schematickým diagramem transformace kontinuálním ochlazováním (CCT) znázorňujícím jak postup vyzrávání podle předloženého vynálezu vytváří v oceli mikrolaminární strukturu;

Obr. 2A (Předchozí stav) je schematickým znázorněním štěpivého lomu postupujícího jehlicovou hranicí ve smíšené mikrostruktuře dolního bainitu a martenzitu u běžné oceli;

Obr. 2B je schematickým znázorněním cesty klikatého lomu zaviněného přítomností austenitické fáze v mikrolaminární struktuře oceli podle předloženého vynálezu;

Obr. 3A je schematickým znázorněním velikosti zrna austenitu v ocelové desce po opětovném ohřátí podle předloženého vynálezu;

Obr. 3B je schematickým znázorněním původní velikosti zrna austenitu (viz slovník) v ocelové desce podle předloženého vynálezu po válcování za tepla v rozmezí teplot, při nichž austenit rekrystalizuje, avšak před válcováním za tepla v oblasti teplot, ve kterých austenit nerekrystalizuje; a

Obr. 3C je schematickým znázorněním prodloužení deskové struktury zrn austenitu s velmi jemnou efektivní velikostí zrna v celém průřezu ocelového plechu po ukončení TMCP podle předloženého vynálezu.

Vynález bude popisován ve spojení s výhodným provedením předmětu vynálezu, avšak tímto popisem se musí rozumět, že se tím předmět vynálezu nikterak neomezuje. Na druhé straně se vynálezem požaduje pokrytí všech alternativ, modifikací a ekvivalentů, které může v duchu a ve svém rozsahu tento vynález zahrnovat tak, jak to je definováno v připojených patentových nárocích.

• ·

Podrobný popis vynálezu

Předložený vynález se týká nově vyvinutých ocelí HSLA splňujících výše uvedené charakteristiky. Vynález je založen na nové kombinaci složení oceli a zpracování k získání jak strukturní, tak mikrostrukturní houževnatosti ke snížení DBTT, rovněž tak jako zlepšení houževnatosti při velkém namáhání v tahu. Strukturní houževnatosti je dosahováno promyšleným vyvážením obsahu kritických legujících prvků v oceli, jak to je v této specifikaci podrobně popsáno. Mikrostrukturní houževnatost je výsledkem úprav při dosahování velmi jemného efektivního zrna, rovněž tak jako vytvoření mikrolaminární struktury. Podle obr. 2B mikrolaminární mikrostruktura oceli podle předloženého vynálezu přednostně sestává ze střídání se jehlic 28, převážně buď jemnozrnného dolního bainitu nebo jemnozrnného martenzitu a austenitových tenkých vrstev 30. Průměrná tloušťka austenitových tenkých vrstev 30 je přednostně menší než přibližně 10 % průměrné tloušťky jehlic 28. Ještě lépe je, pokud průměrná tloušťka austenitových tenkých vrstev 30 je přibližně 10 nm a průměrná tloušťka jehlic 28 okolo 0,2 mikronů.

Vyzrávání se v předloženém vynálezu využívá k usnadnění tvorby mikrolaminární mikrostruktury podpořením nepropustnosti požadované tenké vrstvy austenitu za teploty okolí. Jak je odborníkům známo, vyzrávání je postup, kdy nastává zrání austenitu v ohřívané oceli před tím, než se začne ochlazovat do oblasti teplot, kde se obvykle austenit transformuje na bainit a/nebo martenzit. V oboru je známo, že zrání podporuje teplotní stabilizaci austenitu. Kombinace jedinečného složení a zpracování podle tohoto vynálezu umožňuje získání dostatečné doby k nastartování transformace bainitu po zastavení kalení, aby se umožnilo odpovídající zrání austenitu pro vytvoření tenkých vrstev austenitu v mikrolaminární mikrostruktuře. Nyní například podle obr. 1 probíhá zpracování oceli podle tohoto vynálezu podstoupením řízeného válcování 2 v uvedených teplotních oblastech (jak je podrobněji popsáno jinde); potom ocel projde kalením 4 od počátečního bodu kalení 6 až do bodu ukončení kalení (tj. QST) 8. Po zastavení kalení v bodě zastavení kalení (QST) 8_(i) se při jednom z řešení ponechá ocelový plech v podstatě při QST izotermálně po určitou dobu, nejlépe přibližně 5 minut a potom se ochladí na teplotu okolí, jak to znázorňuje čárkovaná křivka 12, (ii) při jiném řešení se ocelový plech ♦ · · · • · · · · ♦ 9

9 99 9 9 9 • 9 99 99« 99

- 7 před ochlazováním vzduchem na okolní teplotu pomalu ochlazuje z QST rychlosti menší než přibližně 1,0 °C za sekundu (1,8 °F.s‘¹) po dobu až 5 minut, jak to znázorňuje čerchovaná křivka 11, (iii) a ještě při jiném řešení se ocelový plech může ponechat chladit na okolní teplotu vzduchem, jak to znázorňuje tečkovaná křivka W. Při všech řešeních se tenká vrstva, austenitu po vytvoření jehlic dolního bainitu v oblasti dolního bainitu 14 a v martenzitových jehlicích v martenzitové oblasti 1_6 zachová. Vyhne se tak oblasti horního bainitu 18 a oblasti ferritu a perlitu 19. U ocelí podle předloženého vynálezu nastává zlepšení vyzrávání vlivem nového složení a zpracování popsaného v této specifikaci.

Bainitické a martenzitické složky mikrolaminární mikrostruktury jsou navrženy tak, aby se využilo vynikajících pevnostních znaků jemnozmného dolního bainitu a jemnozmného jehlicového martenzitu a vynikající odolnosti štěpnému lomu austenitu. Mikrolaminární mikrostruktura je optimalizována na podstatně maximální zábranu cesty trhliny, čímž odolává postupu trhliny a způsobuje značnou mikrostrukturální houževnatost.

V souladu s předchozím je předkládán způsob přípravy ultra vysoce pevných ocelových plechů majících mikrolaminární mikrostrukturu sestávající přibližně ze 2 % obj. až 10 % obj. tenkých vrstev austenitu a přibližně 90 % obj. až přibližně 98 % obj. jehlic převážně jemnozmného martenzitu a jemnozmného dolního bainitu, a tento způsob sestává z těchto kroků: (a) zahřívání ocelové desky na teplotu opětného ohřevu dostatečně vysokou k tomu, aby (i) se v podstatě zhomogenizovala ocelová deska, (ii) se rozpustily všechny karbidy a karbonitridy niobu a vanadu v ocelové desce a (iii) se v ocelové desce vytvořila jemná počáteční austenitická zrna; (b) zeslabení ocelové desky vyválcováním za tepla na ocelový plech jedním nebo více průchody válcovací stolicí v první teplotní oblasti, ve které austenit rekrystalizuje; (c) dalšího ztenčení válcováním ocelového plechu za tepla jedním nebo více průchody válcovací stolicí ve druhé teplotní oblasti přibližně pod teplotou T_nr a přibližně nad transformační teplotou Ar₃; (d) kalení ocelového plechu při rychlosti ochlazování od 10 °C za sekundu do 40 °C za sekundu (18 °F.s'¹ až 72 °F.s’¹) až do teploty zastavení kalení (QST) přibližně pod transformační teplotu M_s plus 100 °C (180 °F) a přibližně nad transformační teplotu M_s; (e) zastavení jmenovaného kalení.

- 8 V jednom z řešení způsob podle předloženého vynálezu sestává dále z kroku umožňujícího ochlazovat ocelový plech od QST na teplotu okolí vzduchem. Při jiném řešení sestává způsob podle tohoto vynálezu z kroku udržování ocelového plechu v podstatě izotermálně na QST po dobu přibližně 5 minut před tím, než se ocelový plech ponechá ochlazovat na okolní teplotu vzduchem. Ještě v dalším řešení sestává způsob podle tohoto vynálezu v kroku pomalého ochlazování ocelového plechu z QST rychlostí nižší než 1,0 °C za sekundu (1,8 °F.s'¹) po dobu až 5 minut před tím, než se ponechá tento ocelový plech ochlazovat na okolní teplotu vzduchem. Toto zpracování usnadňuje transformaci mikrostruktury ocelového plechu na přibližně 2 % obj. až 10 % obj. tenkých vrstev austenitu a přibližně 90 % obj. až 98 % obj. jehlic převážně jemnozrnného martenzitu a jemnozrnného dolního bainitu. (Viz slovník definic, týkající se termínů teplota T_nr a transformační teploty Ar3 a M_s.)

K zajištění houževnatosti při okolní a kryogenní teplotě, musí jehlice mikrolaminární mikrostruktury přednostně sestávat z jemnozrnného dolního bainitu nebo martenzitu. Nejlépe je, když se minimalizuje tvorba křehkých složek jako je horní bainit, dvojčatový martenzit a MA. Tak, jak se v tomto předloženém vynálezu a v patentových nárocích používá termínu „převážně“, míní se tím alespoň 50 % obj. Zbytek mikrostruktury může sestávat z dalšího jemnozrnného dolního bainitu, dalšího jemnozrnného jehlicového martenzitu nebo ferritu. Lepší je, pokud struktura obsahuje nejméně od přibližně 60 % do přibližně 80 % obj. dolního bainitu nebo jehlicového martenzitu. Vůbec nejlepší je, pokud mikrostruktura obsahuje nejméně přibližně 90 % obj. dolního bainitu nebo jehlicového martenzitu.

Ocelové desky zpracovávané podle tohoto vynálezu se vyrábějí na zakázku a v jednom z řešení sestávají například ze železa a dalších legujících prvků v hmotnostním rozmezí uvedeném v následující tabulce I:

• Φ ·« » 4 4 « » 4 49

Tabulka I

Legující prvek uhlík (C) mangan (Mn) nikl (Ni) měď (Cu) molybden (Mo) niob (Nb) titan (Ti) hliník (Al) dusík (N)

Rozsah (% hmotn.)

0,04 až 0,12, lépe 0,04 až 0,07 0,5 až 2,5, lépe 1,0 až 1,8 1,0 až 3,0, lépe 1,5 až 2,5 0,1 až 1,0, lépe 0,2 až 0,5 0,1 až 0,8, lépe 0,2 až 0,4 0,02 až 0,1, lépe 0,02 až 0,05 0,008 až 0,03, lépe 0,01 až 0,02 0,001 až 0,05, lépe 0,005 až 0,03 0,002 až 0,005, lépe 0,002 až 0,003

Chrom (Cr) se někdy přidává do oceli přednostně až do koncentrace přibližně 1,0 % hmotn. a lépe od přibližně 0,2 % hmotn. do přibližně 0,6 % hmotn.

Křemík (Si) se někdy přidává do oceli přednostně až do koncentrace přibližně 0,5 % hmotn. a lépe od přibližně 0,01 % hmotn. do přibližně 0,05 % hmotn., avšak vůbec nejlépe od přibližně 0,05 % hmot. do 0,1 % hmot.

Ocel přednostně obsahuje nejméně 1 % hmotn. niklu. Obsah niklu v oceli může být zvýšen nad 3 % hmotn., pokud je požadováno zlepšení parametrů po svařování. Očekává se, že přídavek každého 1 % hmot. niklu sníží DBTT oceli o 10°C (18°F). Dává se přednost tomu, aby obsah niklu byl nižší než 9 % hmotn., lépe méně než 6 % hmotn. Obsah niklu se minimalizuje hlavně proto, aby se snížila cena oceli. Pokud se obsah niklu zvýší nad přibližně 3 % hmotn., lze snížit obsah manganu pod přibližně 0,5 % hmotn. až k 0,0 % hmotn.

Bor (B) se někdy přidává do oceli přednostně až do koncentrace přibližně 0,0020 % hmotn. a lépe od přibližně 0,0006 % hmotn. do přibližně 0,0010% hmotn.

Ostatní zbylé prvky se pokud možno v oceli minimalizují. Obsah fosforu (P) je přednostně nižší než 0,01 % hmotn. Obsah síry (S) je přednostně nižší než 0,004 % hmotn. Obsah kyslíku (O) je přednostně nižší než 0,002 % hmotn.

« Φ « • Φ *

Φ ♦ Φ φ φ φ· ♦ t φ φφφφ φ * φ φ φ

φ φ • φ φ φφ φφ

Φ Φ

- 10 Příklady provedení

Zpracování ocelových desek (1) Snížení DBTT

Dosažení nízké DBTT, například nižší než přibližně -73 °C (-100 °F) je při vývoji nových HSLA ocelí vhodných pro využívání při kryogenních teplotách klíčovým problémem. Co se týká technických charakteristik, jde o udržení či zvýšení pevnosti při současné technologii HSLA ocelí při snížení DBTT, zvláště v oblasti HAZ. Předložený vynález využívá ke změně jak strukturálních, tak mikrostrukturních příspěvků k odolnosti proti lomu kombinace legování a zpracování a to tak, aby se vytvořila nízkolegovaná ocel s vynikajícími vlastnostmi při kryogenních teplotách jak v základním materiálu, tak v oblasti HAZ, jak to bude ještě dále popisováno.

Podle tohoto vynálezu se mikrostrukturálního zvýšení houževnatosti využívá ke snížení DBTT základní oceli. Toto mikrostrukturální zvýšení houževnatosti spočívá ve zjemnění velikosti původních austenitových zrn, modifikováním morfologie zrna řízeným termomechanickým válcováním (TMCP) a vytvářením mikrolaminární mikrostruktury uvnitř jemných zrn, které se všechny podílejí na zlepšení styčných ploch hranic s vysokým úhlem vztažených na jednotkový objem ocelového plechu. Jak je odborníkům jistě známo, termínem „zrno“ tak, jak se zde používá se míní jednotlivý krystal v polykrystalickém materiálu a „hranicí zrna“ tak, jak se zde tohoto termínu používá se míní úzká zóna v kovu odpovídající přechodu z jedné krystalografické orientace do jiné, oddělující od sebe zrna navzájem. Tak, jak se zde používá termínu „hranice zrna s vysokým úhlem“, míní se tím hranice zrna oddělující dvě sousedící zrna, jejichž orientace se liší o více než 8°. Jak se zde dále používá termínu „hranice s vysokým úhlem“ nebo „rozhraní“, míní se tím hranice nebo rozhraní, které se efektivně chová jako hranice s vysokým úhlem zrna, tj. hranice, která má snahu odklonit postupující trhlinu nebo lom a tím způsobit odbočení cesty lomu.

Příspěvek termomechanicky regulovaného válcovacího postupu (TMCP) k celkové ploše rozhraní hranic s vysokým úhlem vztaženým na jednotku objemu Sv je definován následující rovnicí:

• 0

00

I 0 0 « » 0 00 • 0 0 « » 0 0 «

00

0

0 ·

Γ 1 Ί Sv =------ 1 + R +----- | + 0,63'(r-30) d R J kde d je průměrná velikost zrna austenitu v ocelovém plechu válcovaném za tepla před válcováním v teplotní oblasti, ve které austenit nerekrystalizuje (původní velikost zrna austenitu);

R je poměr ztenčení válcováním (původní tloušťka desky/konečná tloušťka desky); a r je procentní ztenčení tloušťky oceli válcováním za tepla v teplotní oblasti, ve které austenit nerekrystalizuje.

Odborníkům je dobře známo, že se Sv oceli zvyšuje a DBTT snižuje vychýlením trhliny a doprovázejícím odbočením lomové cesty při vysokých úhlech hranic. Při komerčním provádění TMCP je hodnota R pro určitou tloušťku plechu pevně daná a horní hranice hodnoty r je běžně 75. Zavedením pevně daných hodnot za R a r, se může Sv podstatně zvýšit pouze zmenšením d, jak je z rovnice zřejmé. Ke snížení d v ocelích podle se předloženého vynálezu používá Ti-Nb mikrolegur v kombinaci s optimalizovaným TMCP postupem. Tak, jak se ocel celkově ztenčí během válcování za tepla a deformuje z původně jemné průměrné velikostí zrna austenitu, změní se také výsledná jemná průměrná velikost zrna austenitu. Proto se podle tohoto vynálezu množství Ti-Nb přísad optimalizuje pro postup s malým opětovným ohřevem za současné inhibice růstu velikosti zrna austenitu během TMCP postupu. Podle obr. 3A se k získání počáteční průměrné velikosti zrna austenitu D’ menšího než 120 mikronů ohřívané ocelové desky 32’ před tepelnou deformací použije relativně nízké ohřívací teploty, nejlépe mezi přibližně 955 °C a přibližně 1065 °C (1750 °F - 1950 °F). Zpracování podle tohoto vynálezu předchází nadměrnému růstu velikosti zrn austenitu vycházejícího při konvenčním TMCP z použití vysoké ohřívací teploty, tj. teploty vyšší než přibližně 1095 °C (2000 °F). K iniciaci dynamické rekrystalizace působící zjemnění zrna se při válcování za tepla, kdy rekrystalizuje austenit používá silného ztenčení vyššího než přibližně 10 %. Nyní podle obr. 3B, zpracování podle tohoto vynálezu umožňuje mít původní průměrnou • tf tftf ·

• tf tftf· •

tf • tftftf · • tf ·· • « ♦ tf ·· • · · tf tftf · ·· ·· • tftf • tf« tftf tftf • tftf tf ·

- 12 velikost zrna austenitu D“ (tj. d) menší než přibližně 30 mikronů, lépe menší než přibližně 20 mikronů a vůbec nejlépe menší než 10 mikronů u 32“ desek po válcování za tepla (deformaci) v teplotním rozmezí, ve kterém austenit rekrystalizuje, avšak před válcováním za tepla v teplotním rozmezí, ve kterém austenit nerekrystalizuje. K vytvoření zmenšení efektivní velikosti zrna v celém průřezu se navíc provádí silné ztenčení, přednostně přesahující kumulativně 70 %, v rozmezí teplot od přibližně T_nr, avšak přibližně nad transformační teplotou Ar₃. Podle obr. 3C vede TMCP podle tohoto vynálezu u vyválcovaných ocelových desek 32”’ s velmi jemnou efektivní velikostí zrna D’” v celém průřezu k tvorbě prodloužených deskovitých struktur zrna v austenitu, např. o účinné velikostí zrna D’” menší než přibližně 10 mikronů, lépe menší než přibližně 8 mikronů a vůbec nejlépe menší než přibližně 5 mikronů a tím se např. u ocelového plechu 32 zvětšuje styčná plocha hranic zrna s vysokým úhlem na 33 na jednotku objemu, jak jistě odborníci vidí.

Ocel podle tohoto vynálezu zde poněkud podrobněji popsaná se vyrábí tvářením desky odpovídajícího složení podle tohoto popisu: zahříváním desky na teplotu od přibližně 955 °C do přibližně 1065 °C (1750 °F - 1950 °F); válcováním desky k vytvoření plechu jedním nebo více průchody za ztenčení na 30 až 70 procent v první teplotní oblasti, ve které rekrystalizuje austenit, tj. přibližně nad teplotou T_nr a dále válcováním plechu za tepla jedním nebo více průchody válcovací stolicí při ztenčení přibližně 40 až 80 procent v druhé teplotní oblasti přibližně pod teplotou T_nr a nad transformační teplotou Ar₃. Potom se vyválcovaný ocelový plech zakalí rychlostí přibližně od 10 °C za sekundu do 40 °C za sekundu (18 °F.s'¹ až 72 °F.s'¹) na vhodnou teplotu QST, která je přibližně pod transformační teplotou M_s plus 100 °C (180 °F) a přibližně nad transformační teplotou M_s, kdy kalení končí. Při jednom z řešení podle tohoto vynálezu se potom ocelový plech po ukončení kalení chladí z QST na okolní teplotu vzduchem, jak to je znázorněno tečkovanou křivkou 10 na obr. 1. Při jiném řešení podle tohoto vynálezu se po ukončením kalení ponechá ocelový plech izotermálně na teplotě QST po určitou dobu, nejlépe 5 minut, a potom se ochladí na okolní teplotu, jak to je za obr. 1 znázorněno čárkovanou křivkou 12. Při ještě dalším řešení, které je na obr. 1 znázorněno čerchovanou křivkou 1£, se *· φ φ φ φ φ φ φ φ • φ φ φ • φ φ φ

φ φφφφ φφ

Φ Φ

Φ • Φ «

Φ Φ ·

Φ· *·

- 13 ocelový plech z teploty QST pomalu ochlazuje rychlostí nižší než při chlazení vzduchem, tj. rychlostí nižší než přibližně 1 °C za sekundu (1,8 °F.s'¹) nejlépe po dobu přibližně 5 minut. Alespoň v jednom řešení podle tohoto vynálezu je transformační teplota M_s přibližně 350 °C (662 °F) a tudíž transformační teplota M_splus 100 °C (180 °F) je přibližně 450 °C (842 °F).

Ocelový plech se může na izotermální teplotě QST udržovat jakýmkoliv vhodným způsobem, jak je odborníkům známo, jako například umístěním tepelných rohoží přes ocelový plech. Ocelový plech se může po skončeném kalení pomalu ochlazovat jakýmkoliv způsobem, jak je odborníkům známo, jako například umístěním izolačních rohoží přes ocelový plech.

Jak odborníci vědí, zde použitý termín procentem snížení tloušťky se rozumí procento ztenčení tloušťky ocelové desky nebo plechu v porovnání se stavem před tímto ztenčováním, na které je odkazováno. Pouze pro vysvětlení, aniž by tím byl nějak vynález omezován, ocelová deska o tloušťce přibližně 25,4 cm (10 palců) se může ztenčit o přibližně 50 % (50 procentní snížení) v první teplotní oblasti na tloušťku přibližně 12,7 cm (5 palců), potom ztenčit přibližně o 80 % (80 procentní snížení) v druhé teplotní oblasti na tloušťku přibližně 2,5 cm (1 palec). Pokud je zde použito termínu „deska“, míní se tím kus oceli mající jakékoliv rozměry.

Ocelová deska se přednostně ohřívá vhodnými prostředky za účelem zvýšení teploty v podstatné části celé desky, lépe úplně celé desky na požadovanou teplotu, např. umístěním desky do pece po určitou dobu. Patřičná teplota ohřátí, jaká se má použít pro kteroukoliv z výše uvedených ocelí o patřičném složení, může být stanovena zkušeným odborníkem buď pokusně nebo výpočtem na vhodném modelu. Teplota pece a nutná ohřívací doba nutná ke zvýšení teploty podstatné části celé desky, lépe celé desky na požadovanou teplotu, může být navíc určena odborníkem podle údajů ze standardních odborných publikací.

Teploty na něž se následně odkazuje při popisu postupu podle tohoto vynálezu, vyjma teploty opětného ohřevu, na kterou se ohřeje celá deska jsou teplotami měřenými na povrchu oceli. Povrchová teplota oceli se může například měřit

9 ··

9 9

9· • ♦

9999

99

9 · > · ·♦ ř 9 9 9

I 9 9.9

99

- 14 optickým pyrometrerm, nebo jiným vhodným zařízením pro měření povrchové teploty oceli. Rychlosti ochlazování, na něž se zde odkazuje, se týkají středu nebo místa nejblíže středu tloušťky plechu; teplota při zastavení kalení (QST) je nejvyšší nebo v podstatě nejvyšší dosažená teplota na povrchu plechu po ukončení kalení, protože dochází k převodu tepla ze středu tloušťky plechu. Během pokusného zjišťování tepla oceli o složení podle zde uvedených příkladů se termočlánek umístí například do středu nebo dostatečně do středu tloušťky ocelového plechu, aby se mohla změřit teplota ve středu a povrchová teplota se měří optickým pyrometrem. Zaznamená se korelace mezi teplotou ve středu a povrchovou teplotou, a ta se použije při následném zpracování materiálu o stejném složení nebo v podstatě stejném složení tak, že se teplota ve středu stanoví pomocí povrchové teploty. Také požadovaná teplota a průtok kalicí kapaliny k provedení požadovaného urychleného ochlazování může být odborníkem stanovena podle standardních referenčních odborných publikací.

Podle předloženého vynálezu závisí teplota T_nr definující hranici mezi rekrystalizační oblastí a nerekrystalizační oblastí pro kteroukoliv z výše uvedených ocelí na chemickém složení oceli a to zvláště na obsahu uhlíku, obsahu niobu, na teplotě opětného ohřátí před válcováním, a míře ztenčení válcováním. Odborníci mohou podle předloženého vynálezu stanovit tyto teploty pro každé složení oceli buď pokusně nebo výpočtem na modelu. Podobně transformační teploty Ar3 a M_s, na které je zde odkazováno mohou být odborníky stanoveny buď pokusně nebo výpočtem na modelu.

Takto popsaný postup TMCP vede k vysoké hodnotě Sv. Podle obr. 2B navíc mikrolaminární struktura vytvořená během zrání dále zvětšuje styčnou plochu vytvářením mnoha rozhraní s vysokým úhlem 29 mezi jehlicemi 28 převážně dolního bainitu nebo martenzitu a austenitovými tenkými vrstvami 30. Tato mikrolaminární konfigurace, jak je schematicky znázorněna na obr. 2B lze porovnat s běžnou jehlicovou bainiticko martenzitickou strukturou bez tenkých vrstev jehlicového austenitu uvnitř, znázorněné na obr. 2A. Běžná struktura schematicky znázorněná na obr. 2A je charakterizována hranicemi s malým úhlem 20 (tj. hranice, které se «·

9 * • ··

4 4

4 4 « 4

4 ·

9944 9

4 4 4

4 4 *

4 4 9 · • 4 9 4

44 • ·

44

- 15 efektivně chovají jako hranice zrn s malým úhlem (viz slovník)), např. mezi jehlicemi 22 převažujícího dolního bainitu a martenzitu; a tak, jak již jednou štěpná trhlina 24 vznikne, může se rozšiřovat hranicí jehlic 20 jen s malou změnou směru. Naproti tomu mikrolaminární mikrostruktura oceli vynálezu tak, jak je znázorněna na obr. 2B, vede ke značným překážkám pro cestu trhliny. To proto, že trhlina 26, která má počátek v jehlici 28, např. dolního bainitu nebo martenzitu má tendenci přejít rovinu, tj. měnit směr u každého rozhraní s vysokým úhlem 29 v tenké vrstvě austenitu 30 vlivem rozdílné orientace štěpné a kluzné plochy ve složkách bainitu a martenzitu a austenitické fáze. Tenké vrstvy austenitu 30 navíc způsobují otupení postupující trhliny 26, které vznikají další absorbcí energie před tím, než trhlina 26 prostoupí tenkou vrstvou austenitu 30. Otupení nastává z několika příčin. FCC (jak je dále definováno) austenit předně jeví chování DBTT a proces smyku zůstává pouze prodloužením trhlinového mechanizmu. Za druhé, pokud přesáhne napětí či deformace jistou vysokou hodnotu na špici trhliny, metastabilní austenit projde napětím nebo deformací způsobenou transformací martenzitu vedoucí k plasticitě indukované transformací (TRIP). TRIP může vést ke značné absorbcí energie a zmenší intenzitu napětí špice trhliny. Jehlicový martenzit, který se nakonec vytvoří z procesu TRIP, bude mít odlišnou orientaci štěpné a smykové roviny než u předešlých složek bainitu nebo jehlicového martenzitu a tím vytvoří cestě trhliny větší překážku. Jak je znázorněno na obr. 2B, čistým výsledkem je, že odolávání v postupu trhliny se u mikrolaminární mikrostruktury značně zlepší.

Bainiticko austenitická nebo martenziticko austenitická rozhraní ocelí podle předloženého vynálezu mají vynikajíčí pevnost vazby rozhraní a spíše to vede k odchýlení trhliny, než k oddělení v rozhraní. Jemnozrnný jehlicový martenzit a jemnozrnný dolní bainit vznikají jako svazky s hranicí s vysokým úhlem mezi svazky. V destičce se vytvoří několik svazků. To představuje další stupeň strukturálního zlepšení vedoucího ke zdokonalení zábrany pro šíření trhliny tímto svazkem uvnitř destičky. To vede k podstatnému zvýšení Sv a následně ke snížení DBTT.

Přesto, že mikrostrukturální přínosy popsané výše jsou výhodné pro snížení DBTT v základním ocelovém plechu, nejsou zcela účinné pro udržení DBTT dostatečně nízko v hrubozrnné oblasti svarku HAZ. Předložený vynález proto předkládá způsob k udržení dostatečně nízké DBTT v hrubozrnné oblasti svarku HAZ využitím φ· • * φ* ·· • · φ * φφφ · ♦··

- 16 strukturálních účinků legujících prvků, jak je dále popsáno.

Hlavní ferritické oceli pro kryogenní teploty jsou obecně založeny na tělesně centrované krychlové (BCC) krystalové mřížce. Zatímco tento krystalografický systém nabízí potenciál pro zajištění vysoké pevnosti za nízkou cenu, trpí při snižování teploty příkrým přechodem v chování z kujného lomu do křehkého lomu. To může být základním znakem silné citlivosti ke kritickému smykovému napětí (CRSS) (dále definovanému) závislému na teplotě v BCC systémech, kde CRSS strmě vzrůstá se snižováním teploty a tudíž vytváří smykový jev a tím je následně kujný lom obtížnější. Na druhé straně kritické napětí pro jev křehkého lomu jako je štěpivost je méně citlivé na teplotu. Jak tedy teplota klesá, stává se štěpivost hlavním lomovým režimem vedoucím k nastolení nízkoenergetického křehkého lomu. CRSS je strukturální vlastnost oceli a je citlivé na snadný příčný smyk dislokací při deformaci; to jest, ocel, v níž je příčný smyk snadnější, mají také nižší CRSS a tudíž nízkou hodnotu DBTT. O některých plošně centrovaných krychlových (FCC) stabilizátorech jako je Ni je známo, že pomáhají příčnému smyku, zatímco legující prvky stabilizující BCC jako je Si, Al, Mo, Nb a V působí proti příčnému smyku. V předloženém vynálezu se přednostně optimalizuje obsah legur stabilizujících FCC jako je Ni a Cu, přičemž se bere v úvahu cena a prospěšný účinek na snížení DBTT, a to u niklu jako legury přednostně alespoň pro 1,0 % hmotn. a lépe alespoň 1,5 % hmotn; a obsah legujících prvků stabilizujících BCC v oceli se podstatně minimalizuje.

Výsledkem strukturálního a mikrostrukturního zpevnění vyplývajícího z jedinečné kombinace složení a zpracování podle tohoto vynálezu je, že oceli mají vynikající houževnatost při kryogenní teplotě jak v základním kovu, tak v oblasti HAZ po svařování. DBTT jak v základním kovu, tak v HAZ po svařování těchto ocelí je nižší než přibližně -73 °C (-100 °F) a může být i nižší než přibližně -107 °C (-160 °F).

(2) Pevnost v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi) a homogenita mikrostruktury a vlastností v celém průřezu

Pevnost mikrolaminární struktury je předně určovaná obsahem uhlíku jehlicového martenzitu a dolního bainitu. U nízkolegovaných ocelí podle předloženého vynálezu zrání vede k vytvoření austenitu v ocelovém plechu přednostně v koncentraci • φ φφ ·♦ *· • · · · · * * · « φφφ φ φ · * φφ · φ φφφ · * · φφφφ φφφφ φφ φφ φφ ·*

- 17 přibližně od 2 procent objemových do 10 procent objemových, lépe alespoň přibližně 5 procent objemových. Dále se dává přednost přídavku Ni a Mn v rozmezí od 1,0 % hmotn. do přibližně 3,0 % hmotn. resp. od přibližně 0,5 % hmotn. do 2,5 % hmotn. k zajištění požadované objemové frakce austenitu a zpoždění nástupu bainitu pro zrání. Přídavek mědi v rozmezí přibližně od 0,1 % hmotn. do 1,0 % hmotn. také přispívá ke stabilizací austenitu během zrání.

Požadovaná pevnost se podle předloženého vynálezu získá při relativně nízkém obsahu uhlíku s doprovázející výhodou svařitelnosti a vynikající houževnatosti jak v základním materiálu, tak v oblasti HAZ. Pro dosažení pevnosti v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi) se dává přednost minimálnímu obsahu uhlíku v celém objemu kovu 0,04 % hmotn.

I když jiné legující prvky v oceli než uhlík jsou podle tohoto vynálezu nepodstatné co se týká maximální dosažitelné pevnosti oceli, musejí být doporučeny proto, aby u plechů o větší tloušťce než 2,5 cm (1 palec) zajistily odpovídající homogenitu mikrostruktury v celém průřezu i požadované rozpětí chladicích rychlostí z důvodu pružnosti celého postupu. To je velice důležité, protože aktuální chladicí rychlost ve střední části plechu je nižší než na povrchu. Mikrostruktura povrchu a středu by takmohla být zcela odlišná přesto, že je ocel navržena tak, aby se eliminovaly rozdíly v chladicí rychlosti mezi povrchem a středem plechu. Z tohoto hlediska jsou zvláště účinné přísady legujících prvků Mn a Mo a zvláště kombinace přísad Mo a Β. V předloženém vynálezu jsou tyto přísady optimalizovány z důvodu získání tvrdosti, svařitelnosti, nízké DBTT a nízké ceny. Jak je již výše uvedeno, z pohledu snížení DBTT je nutné, aby byly celkové legující přísady pro BCC drženy na minimu. Cílové složení a rozmezí je stanoveno tak, aby splňovalo tyto a další požadavky tohoto vynálezu.

(3) Vynikající svařitelnost při svařování s malým tepelným příkonem

Oceli podle tohoto vynálezu jsou navrženy tak, aby měly vynikající svařitelnost. Nejdůležitějším momentem zvláště u svařování s nízkým příkonem je studený lom nebo vodíková křehkost v hrubozrnném HAZ. Bylo zjištěno, že u ocelí podle předloženého vynálezu je náchylnost ke studenému lomu kriticky ovlivněna obsahem uhlíku a typem mikrostruktury HAZ a nikoliv tvrdostí a uhlíkovým ekvivalentem, o

9	•	··	99	99	99
9	• ·	• 9	• 9	9 9	» 9
•	•	« 9	9 9	9 9	9 ·

	•	9 9	• a	• a	9 9
9 a	9 9 9	99	* 9	a a	9 9

- 18 kterých se odborníky předpokládalo, že to jsou kritické parametry. Ve snaze předejít studenému lomu při svařování za předehřátí nebo bez něj (nižšího než 100 °C (212 °F)), se dává přednost horní hranici přídavku uhlíku okolo 0,1 % hmotn. Tak, jak se v tomto vynálezu používá termínu „svařování s nízkým tepelným příkonem“, míní se tím svařování obloukem až do 2,5 kilojoul na milimetr (kJ.mm'¹) (7,6 kJ.palec'¹). Mikrostruktury dolního bainitu nebo samovolně popouštěného jehlicového martenzitu nabízejí vynikající odolnost proti studenému lomu. Další legující prvky ocelí podle tohoto vynálezu jsou pečlivě vyváženy a odpovídají požadavkům na prokalitelnost a pevnost tak, aby se v hrubozrnném HAZ zajistilo vytvoření těchto žádoucích mikrostruktur.

Úloha legujících prvků v ocelové desce

Úloha různých legujících prvků a nejvhodnějši meze jejich koncentrací pro předložený vynález jsou uvedeny dále:

Uhlík (C) je jedním z nejúčinnějších prvků vytvrzujících ocel. V ocelích se také slučuje s karbidotvornými prvky jako jsou Ti, Nb a V zajišťujících inhibici růstu zrn a precipitační zvýšení pevnosti během popouštění. Uhlík také zlepšuje prokalitelnost, tj. schopnost vytvářet tvrdší a silnější mikrostruktury v oceli během chlazení. Pokud je obsah uhlíku nižší než 0,04 % hmotn., není dostatečně schopen způsobit požadované zvýšení pevnosti oceli, viz tam, vyšší než 830 MPa (120 ksi) pevnosti v tahu. Pokud je obsah uhlíku vyšší než přibližně 0,12 % hmotn., bude ocel obecně náchylná ke studenému lomu během svařování a houževnatost se během svařování sníží jak v materiálu ocelového plechu, tak v oblasti HAZ. Aby se získala požadovaná pevnost, mikrostruktura v HAZ, samovolně popouštěný jehlicový martenzit a dolní bainit, dává se přednost obsahu uhlíku v oblasti přibližně od 0,04 % hmotn. do přibližně 0,12 % hmotn. Ještě lépe je, pokud je horní hranice obsahu uhlíku přibližně 0,07 % hmotn.

Mangan (Mn) je prvek zvyšující pevnost ocelové matrice a také silně přispívá k prokalitelnosti. Přídavek Mn je vhodný pro žádoucí brzdění transformace bainitu nutné pro zrání. K dosažení požadované vysoké pevnosti plechu o tloušťce přesahující 2,5 cm (1 palec) se dává přednost minimálnímu obsahu alespoň přibližně

0,5 % hmotn. Mn, ale je lépe, pokud tento minimální obsah je nejméně alespoň 1,0

- 19 % hmotn. Příliš vysoký obsah Mn však může být škodlivý pro houževnatost, takže se podle předloženého vynálezu dává přednost horní mezi přibližně 2,5 % hmotn. Mn. Této horní mezi se také dává přednost proto, že podstatně minimalizuje osovou segregaci, která nastává při vysokém obsahu manganu a u kontinuálně litých ocelí a doprovázející mikrostrukturní nehomogenitu a další vlastnosti v celém průřezu. Je lépe, pokud je horní mez obsahu manganu přibližně 1,8 % hmotn. Pokud se zvýší obsah niklu přibližně nad 3 % hmotn., lze požadované vysoké pevnosti dosáhnout i bez přídavku manganu. V širším smyslu se dává přednost tomu, aby obsah manganu byl přibližně do 2,5 % hmotn.

Křemík (Si) se do ocelí přidává za účelem dezoxidace a pro tento účel se dává přednost minimálnímu obsahu přibližně 0,01 % hmotn. Si je silný stabilizátor BCC a tedy zvyšuje DBTT a má také nepříznivý vliv na houževnatost. Z této příčiny, pokud se přidává, dává se přednost jeho obsahu do horní meze přibližně 0,5 % hmotn. Pokud se přidává křemík, je lépe, pokud je jeho horní mez obsahu přibližně 0,1 % hmotn. Křemík není vždy nutný k dezoxidaci, protože hliník nebo titan mohou plnit stejnou funkci.

Niob (Nb) se přidává proto, aby podporoval zjemnění mikrostruktury zrna u válcovaných ocelí, což zlepšuje jak pevnost, tak houževnatost. Karbid niobu a karbidonitridová precipitace během válcování za tepla slouží ke zpomalení rekrystalizace a inhibici růstu krystalů, čímž se dosahuje zjemnění zrna austenitu. Z tohoto důvodu se dává přednost obsahu niobu přibližně alespoň 0,02 % hmotn. Přesto je niob silným stabilizátorem BCC, čímž zvyšuje DBTT. Příliš mnoho Nb může být škodlivé pro svařitelnost a houževnatost HAZ, takže se dává přednost maximálnímu obsahu přibližně 0,1 % hmotn. Je lépe, pokud je horní hranice obsahu Nb přibližně 0,05 % hmotn.

Titan (Ti), pokud se přidává v malém množství, je účinný pro tvorbu jemných částic nitridu titanu (TiN), které zjemňují velikost zrna jak u válcovaných struktur ocelí, tak u

HAZ. Tím se zlepšuje houževnatost oceli. Titan se přidává v takovém množství, aby hmotnostní poměr Ti/N byl nejlépe přibližně 3,4. Titan je silným stabilizátorem BCC a tím zvyšuje DBTT. Nadbytečný Ti vede ke zhoršování houževnatosti oceli vytvářením hrubších částic TiN nebo karbidu titanu (TiC). Obsah titanu přibližně pod 0,008 % hmotn. nemůže obecně zajistit dostatečně jemné zrno nebo navázat dusík jako TiN, ·· 94

• · • Φ

zatímco více než přibližně 0,03 % hmotn. může způsobit zhoršování houževnatosti.

Je lépe, pokud ocel obsahuje alespoň 0,01 % hmotn. Ti a ne více než přibližně 0,02 % hmotn.

• · · · · • · · ·

ΦΦ ΦΦ • · · • · ·

Φ · Φ • · Φ

- 20 Hliník (Al) se přidává do ocelí podle tohoto vynálezu za účelem dezoxidace. Pro tento účel se dává přednost obsahu přibližně alespoň 0,001 % hmotn. Al, ale lépe přibližně alespoň 0,005 % hmotn. Hliník také váže dusík rozpuštěný v HAZ. Hliník je silným stabilizátorem BCC a tak zvyšuje DBTT. Pokud je obsah hliníku příliš vysoký, tj. přibližně nad 0,05 % hmotn., má tendenci vytvářet vměstky typu oxidu hlinitého (AI2O3), které jsou škodlivé na houževnatost oceli a její HAZ. Lepší je, pokud je horní mez obsahu Al přibližně 0,03 % hmotn.

Molybden (Mo) zvyšuje prokalitelnost ocelí při přímém kalení, zvláště v kombinaci s borem a niobem. Mo je také žádoucí pro podporu zrání. Z tohoto se dává přednost přibližně alespoň 0,1 % hmotn. Mo, ale je lépe, pokud je jeho obsah přibližně alespoň 0,2 % hmotn. Mo je však silným stabilizátorem BCC a tím zvyšuje DBTT. Nadměrné množství Mo napomáhá vzniku studených lomů při svařování a vede také ke zhoršování houževnatosti oceli a HAZ, a proto se dává přednost maximálnímu obsahu 0,8 % hmotn. a ještě lépe maximu přibližně 0,4 % hmotn.

Chrom (Cr) vede ke zvýšení prokalitelnosti oceli při přímém kalení. V malém množství vede také ke stabilizaci ausyenitu. Zlepšuje také korozní odolnost a odolnost proti vodíkovému lomu (HIC). Podobně jako Mo vede nadbytečné množství Cr ke vzniku studených lomů ve svarech a vede také ke zhoršování houževnatosti oceli a jejich HAZ, takže pokud se přidává Cr, dává se přednost maximu přibližně 1,0 % hmotn. Je lépe, pokud se obsah přidaného Cr pohybuje v mezích přibližně od 0,2 % hmotn. do přibližně 0,6 % hmotn.

Nikl (Ni) je důležitou legující přísadou do ocelí podle předloženého vynálezu k získání požadované DBTT, zvláště v HAZ. Je jedním z nejsilnějších stabilizátorů

FCC v ocelí. Přídavek Ni do oceli zlepšuje příčný smyk a tím snižuje DBTT. I když ne ve stejném stupni jako přidávaný Mn a Mo, podporuje přídavek Ni k oceli také prokalitelnost á tudíž homogenitu mikrostruktury a vlastností tlustých částí v celém průřezu. Přídavek Ni je také užitečný k získání požadovaného zpoždění transformace bainitu po zrání. K dosažení požadované DBTT ve svarku HAZ je minimální obsah Ni přednostně přibližně 1,0 % hmotn., a lépe 1,5 % hmotn.

• ·· · ···

- 21 Vzhledem k tomu, že je nikl drahým legujícím prvkem, udržuje se jeho obsah přednostně pod přibližně 3,0 % hmotn., lépe nižší než přibližně 2,5 % hmotn., lépe nižší než přibližně 2,0 % hmotn., a ještě lépe nižší než přibližně 1,8 % hmotn, z důvodu značného snížení ceny oceli.

Měď (Cu) je užitečná legující přísada vyžadovaná ke stabilizaci austenitu, aby se vytvořila mikrolaminární mikrostruktura. Za tímto účelem se přidává přednostně alespoň 0,1 % hmotn., lépe alespoň 0,2 % hmotn. Cu. Měď je také stabilizátorem FCC v oceli a může také malým dílem přispívat ke snižování DBTT. Měď je také prospěšná při odolávání korozi a HIC. Při větším množství způsobuje měď nadměrné precipitační zvýšení pevnosti a vlivem precipitátu ε-mědi. Pokud tato precipitace není řádně řízena, může snižovat houževnatost a zvyšovat DBTT jak v základním plechu, tak v HAZ. Vyšší obsah Cu může také způsobovat zkřehnutí během odlévání a válcování za tepla vyžadující současné přidávání Ni pro zmírnění tohoto jevu. Z výše uvedených příčin se dává přednost horní mezi obsahu Cu 1,0 % hmotn. ale lépe 0,5 % hmotn.

Bor (B) v malých množstvích může značně zvýšit prokalitelnost oceli a napomoci vytváření mikrostrukturálního jehlicového martenzitu, dolního bainitu a ferritu potlačením tvorby horního bainitu jak v základním plechu, tak v hrubozrnném HAZ. Obvykle je za tímto účelem zapotřebí přibližně alespoň 0,0004 % hmotn. B. Pokud se přidává bor do ocelí podle tohoto vynálezu, dává se přednost obsahu přibližně od 0,0006 % hmotn. do přibližně 0,0020 % hmotn., je ale lepší horní mez 0,0010 % hmotn. Pokud ostatní přidávané legury zajistí odpovídající prokalitelnost a požadovanou mikrostrukturu, nemusí být bor nutně vyžadovanou přísadou.

• · • ·

- 22 (4) Doporučené složení oceli pro případ, že se požaduje tepelné zpracování po svařování (PWHT)

PWHT se obvykle provádí při vysokých teplotách, např. vyšších než přibližně 540 °C (1000 °F). Tepelné působení od PWHT může vést ke ztrátě pevnosti v základním materiálu plechu, rovněž tak jako ve svarku HAZ vlivem změkčení mikrostruktury spojené s regenerací substruktury (tj. ztráta výhod postupu) a zhrubnutí cementitových částic. Aby se tomu předešlo, výše popsané složení oceli se poněkud upravuje přídavkem malého množství vanadu. Vanad se přidává pro vznik precipitačního zvýšení pevnosti vytvářením jemných částic karbidu vanadu (VC) v základním materiálu oceli a HAZ pro PWHT. Toto zvýšení pevnosti se navrhuje k podstatnému zamezení ztráty pevnosti při PWHT. Nadbytečnému zvýšení pevnosti vlivem VC se má předejít, protože degraduje houževnatost a zvyšuje DBTT jak v základním materiálu plechu, tak v HAZ. Podle předloženého vynálezu je z tohoto důvodu horní mezí obsahu vanadu hodnota 0,1 % hmotn. Dolní mez je pro tento účel nejlépe přibližně 0,02 % hmotn. Lepší je, pokud se do oceli přidá přibližně od 0,03 % hmotn do přibližně 0,05 % hmotn. vanadu.

Tato postupná kombinace vlastností ocelí podle předloženého vynálezu zajišťuje nízké technologické náklady pro určitá využití při kryogenních teplotách, například pro skladování a přepravu zemního plynu při nízkých teplotách. Tyto nové oceli mohou pro aplikace při kryogenních teplotách zajistit oproti současným komerčním ocelím, které obvykle vyžadují vyšší obsah niklu (až do 9 % hmotn.) a mají nižší pevnost (méně než 830 MPa (120 ksi)) značné nákladové úspory. Složení a navržená mikrostruktura jsou použity proto, aby snížily DBTT a zajistily homogenní mechanické vlastnosti v celém průřezu tloušťky přesahující 2,5 cm (1 palec). Tyto nové oceli mají přednostně obsah niklu nižší než přibližně 3 % hmotn., pevnost v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi), lépe vyšší než přibližně 860 MPa (125 ksi) a ještě lépe vyšší než 900 MPa (130 ksi), teplotu přechodu z tažného do křehkého stavu (DBTT) přibližně pod -73 °C (-100 °F) a nabízejí vynikající houževnatost při této DBTT. Tyto nové oceli mohou mít pevnost v tahu vyšší než přibližně 930 MPa (135 ksi) nebo vyšší než přibližně 965 MPa (140 ksi) nebo vyšší než přibližně 1000 MPa (145 ksi). Obsah niklu u těchto ocelí se může zvýšit přibližně nad 3 % hmotn., pokud • ·

- 23 se vyžaduje zlepšení vlastností po svařování. Očekává se, že každý další přídavek 1 % hmotn. niklu sníží DBTT oceli přibližně o 10 °C (18 F). Obsah niklu je přednostně pod 9 % hmot, lépe přibližně pod 6 % hmotn. Obsah niklu se minimalizuje proto, aby se minimalizovala cena oceli.

Zatímco byl předchozí vynález popsán pro jeden nebo více předmětů, kterým se dává přednost, musí se tomu rozumět tak, že lze provádět i další úpravy, aniž by tím byl nějak omezen rozsah vynálezu, který je stanoven následujícími nároky.

• ·

Slovník výrazů:

transformační teplota Acj

- 24 transformační teplota Ac₃:

AI₂O₃:

transformační teplota Ar₃:

BCC:

rychlost chlazení:

CRSS (kritické smykové napětí)

• · · • · · · teplota při které se začíná během zahřívání vytvářet austenit;

teplota, při které je během zahřívání ukončena přeměna ferritu na austenit;

oxid hlinitý;

teplota, při které se během ochlazování začíná měnit austenit na ferrit;

tělesně centrovaná mřížka;

rychlost ochlazování ve středu nebo v podstatě ve středu tloušťky plechu;

strukturální vlastnost oceli, citlivá na snadnost s jakou mohou dislokace příčně klouzat po deformaci, to jest, ocel, u které je příčný smyk snažší budou mít také nižší CRSS a tudíž nižší DBTT;

kryogenní teplota: jakákoliv teplota nižší než přibližně -40 °C (-40 °F);

DBTT: (teplota přechodu z tažného do křehkého stavu) odděluje dva lomové režimy u strukturních ocelí; při teplotě pod DBTT je tendence k nízkoenergetickým štěpným (křehkým) lomům, zatímco při teplotách nad DBTT je tendence k vysokoenergetickým tvárným lomům;

• · · · ·· · ·

FCC: plošně centrovaná krychlová;

zrno: jednotlivý krystal v polykrystalickém materiálu;

hranice zrna

HAZ:

úzká oblast v kovu odpovídající přechodu z jedné krystalografické orientace do jiné, a tím oddělující jedno zrno od druhého;

zóna/oblast ovlivněná teplem;

HIC:

lom způsobený vodíkem;

hranice s vysokým úhlem nebo rozhraní: hranice nebo rozhraní, které se účinně chová jako hranice zrna s vysokým úhlem, tj. hranice, která vede k odchýlení postupující trhliny nebo lomu a tím působí jako zábrana v cestě lomu;

hranice zrna s vysokým úhlem:

HSLA:

interkritický ohřev:

nízkolegovaná ocel:

hranice zrna, která odděluje dvě sousední zrna, jejichž krystalografická orientace se liší o více než přibližně 8°;

vysoce pevná, nízkolegovaná;

ohřev (nebo opětný ohřev) na teplotu přibližně od transformační teploty Aci přibližně do transformační teploty Ac₃;

ocel obsahující železo a celkově méně než % hmot. legujících přísad;

	« · · · < · ·· · · ·'♦ · • : í ; ....... , · ·· ·· ··· ·♦ · . · .... · ·· · ··«« ... ·· .· ·· ·* 26 -
hranice zrna s malým úhlem:	hranice zrna oddělující dvě sousední zrna, jejíchž krystalografická orientace se liší o méně než 8°;
svařování s nízkým tepelným příkonem:	svařování obloukovou energií přibližně do 2,5 kJ.mm’¹ (7,6 kJ.palec’¹);
MA:	martenzit - austenit;
transformační teplota M_s:	teplota při níž během ochlazování začíná transformace austenitu na martenzit;
převážně:	tak, jak se používá v předloženém vynálezu, jde alespoň přibližně o 50 procent obj.;
původní velikost zrna austenitu:	průměrná velikost zrna austenitu v plechu vyválcovaném za tepla před válcováním v teplotním rozmezí, ve kterém austenit nerekrystalizuje;
kalení:	u popisu tohoto vynálezu jde o urychlené ochlazování takovým způsobem, kdy vybraná kapalina zvýší rychlost ochlazování oceli v porovnání s ochlazováním na vzduchu;
teplota při zastavení kalení (QST):	nejvyšší nebo v podstatě nejvyšší teplota, které dosáhne povrch plechu, když se zastaví kalení, protože dochází k převodu tepla ze středu tloušťky plechu;

	•. · ·« · · ♦ · · · . ♦ ·· · » · · · · · ! • · ♦ · · · ·♦·· • · ···· · · · · • ··· · · · · · *· ·· ··
deska:	- 27 - ocelový kus mající libovolné rozměry;
Sv:	celková plocha rozhraní hranice s vysokým úhlem vztažená na jednotku objemu ocelového plechu;
pevnost v tahu:	při zkoušce pevnosti to je poměr maximální zátěže k ploše původního průřezu;
TiC:	karbid titanu;
TiN:	nitrid titanu;
teplota T_nr:	teplota, pod níž austenit nerekrystalizuje; a
TMPC:	termomechanicky řízený postup válcování.

.....úy 2ΐ£>θ'~ΥΗ3

Claims

Patentové nároky:

1. Způsob přípravy ocelových plechů majících mikrolaminární mikrostrukiuru sestávající přibližně ze 2 % obj. až přibližně 10 % obj. tenké vrstvy austenitu a přibližně 90% obj. až 98 % obj. převážně jehlicového jemnozrnného martenzitu a jemnozrnného dolního bainitu, vyznačující se tím, že sestává z těchto kroků:

(a) zahřívání ocelové desky na teplotu opětného ohřevu dostatečně vysokou k tomu, aby (i) se jmenovaná ocelová tabule podstatně zhomogenizovala, (ii) se podstatně rozpustily všechny karbidy a karbonitridy niobu a vanadu ve jmenované desce, a (iii) se ve jmenované desce vytvořila jemná počáteční austenitická zrna;

(b) ztenčení jmenované ocelové desky na ocelový plech jedním nebo více průchody válcovací stolicí v první teplotní oblasti, ve které austenit rekrystalizuje;

(c) dalšího ztenčení jmenovaného ocelového plechu jedním nebo více průchody válcovací stolicí ve druhé teplotní oblasti přibližně pod teplotou T_nr a přibližně nad transformační teplotou Ar₃;

(d) kalení jmenovaného ocelového plechu rychlostí ochlazování přibližně od 10°C za sekundu až do 40 °C za sekundu (18 °F.s'¹ až 72°F.s'¹) do teploty pro zastavení kalení pod transformační teplotou M_s plus 100 °C (180 °F) a přibližně nad transformační teplotu M_s; a (e) zastavení jmenovaného kalení tak, aby se umožnila transformace jmenovaného ocelového plechu na mikrolaminární mikrostrukturu sestávající přibližně ze 2 % obj. až přibližně 10 % obj. tenké vrstvy austenitu a přibližně 90% obj. až 98 % obj. převážně jehlicového jemnozrnného martenzitu a jemnozrnného dolního bainitu.
2. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že jmenovaná teplota opětného ohřevu kroku (a) je přibližně mezi 955 °C a přibližně 1065 °C (1750 °F- 1950 °F).

2ΰΌϋ~/~Ί0 •· 4 4 44 ' • Φ · « · * Φ

Φ · Φ Φ Φ Φ ·

ΦΦ φ·φ Φφ Φ Φ Φ Φ Φ Φ Φ Φ

ΦΦ ®· ΦΦ • · · φ # • · φφ φ

Φ · 4

4 4 4 4
4 4 · •·44 444 44

- 29 3. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že jmenovaná počáteční jemná austenitická zrna z kroku (a) mají velikost menší než přibližně 120 mikronů.

4. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že zmenšení tloušťky jmenované ocelové desky o hodnotu přibližně od 30 % do 70 % nastává v kroku (b).
5. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že zmenšení tloušťky jmenovaného ocelového plechu o hodnotu přibližně od 40 % do 80 % nastává v kroku (c).
6. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že obsahuje dále krok umožňující ocelovému plechu chladnutí na vzduchu z teploty při zastavení kalení na teplotu okolí.
7. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že obsahuje dále krok udržování jmenovaného ocelového plechu v podstatě izotermálně na teplotě pro zastavení kalení po dobu přibližně 5 minut.
8. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že obsahuje dále krok pomalého ochlazování jmenovaného ocelového plechu ze jmenované teploty pro zastavení kalení rychlostí nižší než přibližně 1,0 °C za sekundu (1,8 °F.s'¹) po dobu přibližně 5 minut.

φφφφ φ

..Τί ΖφΟρΜΗ)

Φ ΦΦ φ · φφ φ φφφφ φφφφ φ φφ φφφ φφ φ φφφφ φφφφ φφ φφ φφ φφ

- 30 9. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska z kroku (a) sestává ze železa a následujících legujících prvků v uvedených hmotnostních procentech:

od přibližně 0,04 % do přibližně 0,12 % C, přibližně alespoň 1 % Ni, od přibližně 0,1 % do přibližně 1,0 % Cu, od přibližně 0,1 % do přibližně 0,8 % Mo, od přibližně 0,02 % do přibližně 0,1 % Nb, od přibližně 0,008 % do přibližně 0,03 % Ti, od přibližně 0,001 % do přibližně 0,05 % Al, a od přibližně 0,002 % do přibližně 0,005 % N.

10. Způsob podle nároku 9 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska obsahuje méně než 6 % hmotn. Ni.

11. Způsob podle nároku 9 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska obsahuje méně než 3 % hmotn. Ni a vedle toho obsahuje přibližně od 0,5 % hmotn. do přibližně 2,5 % hmotn. Mn.

12. Způsob podle nároku 9 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska dále obsahuje alespoň jednu přísadu vybíranou ze skupiny sestávající z (i) až do 1,0 % hmotn. Cr, (ii) až do 0,5 % hmotn. Si, (iii) přibližně 0,02 % hmotn. až přibližně 0,10 % hmotn. V a (iv) až do 2,5 % hmotn. Mn.

13. Způsob podle nároku 9 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska dále obsahuje přibližně od 0,0004 % hmotn. do přibližně 0,0020 % hmotn. B.

14. Způsob podle nároku 1 vyznačující se tím, že po kroku (e) má jmenovaný ocelový plech DBTT nižší než -73 °C (-100 °F) jak ve hmotě ocelového plechu, tak v jeho HAZ a má pevnost v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi).

^'Ζΰοο-ίΐγ) ·« ¹·♦ 99 99 '
9 9 9 9 9 9 9 · • 9 99 9 · · ♦

9 99 9 · 9 ·· ·

9999 «999

9· 99 ·· 99

- 31 15. Ocelový plech mající mikrolaminární mikrostrukturu obsahující přibližně od 2 % obj. až přibližně 10 % obj. tenké vrstvy austenitu a přibližně 90% obj. až 98 % obj. převážně jehlicového jemnozmného martenzitu a jemnozmného dolního bainitu, mající pevnost v tahu vyšší než 830 MPa (120 ksi) a DBTT nižší než přibližně -73 °C (-100 °F) jak v materiálu ocelového plechu, tak v jeho HAZ vyznačující se tím, že je vyroben z opětně ohřívané ocelové desky sestávající ze železa a následujících legujících prvků v uvedených hmotnostních procentech:

od přibližně 0,04 % do přibližně 0,12 % C, přibližně alespoň 1 % Ni, od přibližně 0,1 % do přibližně 1,0 % Cu, od přibližně 0,1 % do přibližně 0,8 % Mo, od přibližně 0,02 % do přibližně 0,1 % Nb, od přibližně 0,008 % do přibližně 0,03 % Ti, od přibližně 0,001 % do přibližně 0,05 % Al, a od přibližně 0,002 % do přibližně 0,005 % N.

16. Ocelový plech podle nároku 15 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska obsahuje méně než přibližně 6 % hmotn. Ni.

17. Ocelový plech podle nároku 15 vyznačující se tím, že jmenovaná ocelová deska obsahuje méně než přibližně 3 % hmotn. Ni a dále obsahuje přibližně od 0,5 % hmotn. do přibližně 2,5 % hmotn. Mn.

18. Ocelový plech podle nároku 15 vyznačující se tím, že obsahuje dále alespoň jednu přísadu vybíranou ze skupiny sestávající z (i) až do 1,0 % hmotn. Cr, (ii) až do 0,5 % hmotn. Si, (iii) přibližně od 0,02 % hmotn. do přibližně 0,10 % hmotn. V a (iv) až do 2,5 % hmotn. Mn.

19. Ocelový plech podle nároku 15 vyznačující se tím, že obsahuje dále přibližně od 0,0004 % hmotn. do přibližně 0,0020 % hmotn. B.

4 9 • 44 4 gy TcGo-yfo

44 94 ·· 99 i • · 4 9 9 9 4

4 44 4 9 9 4 • · 4 · · 9 4 4

9 4 4 4 4 4 4

44 44 94 »«

- 32 20. Ocelový plech podle nároku 15 vyznačující se tím, že jmenovaná mikrolaminární mikrostruktura je optimalizovaná termomechanicky řízeným válcovacím postupem na podstatnou maximalizaci vychýlení šíření trhlin, který zajišťuje vytvoření množiny rozhraní s vysokým úhlem mezi jmenovaným jehlicovým jemnozrnným martenzitem a jemnozrnným dolním bainitem a jmenovanými tenkými vrstvami austenitu.

21. Způsob zlepšení odolnosti k šíření trhlin v ocelovém plechu, vyznačující se tím, že sestává z takového zpracování ocelového plechu, aby vznikly mikrolaminární mikrostruktury obsahující přibližně od 2 % obj. až přibližně 10 % obj. tenké vrstvy austenitu a přibližně 90% obj. až 98 % obj. převážně jehlicového jemnozrnného martenzitu a jemnozrnného dolního bainitu, kde je jmenovaná mikrolaminární mikrostruktura optimalizovaná k maximalizaci vychýlení šíření trhlin termomechanicky řízeným válcovacím pochodem, který zajišťuje vytvoření množiny rozhraní s vysokým úhlem mezi jmenovaným jehlicovým jemnozrnným martenzitem a jemnozrnným dolním bainitem a jmenovanými tenkými vrstvami austenitu.

22. Způsob podle nároku 21 vyznačující se tím, že jmenovaná odolnost k šíření trhlin ve jmenovaném ocelovém plechu je dále zlepšena a dále je zlepšena odolnost proti šíření trhlin v oblasti HAZ jmenovaného ocelového plechu při svařování, a to přídavkem alespoň přibližně 1,0 % hmotn. Ni a přibližně alespoň 0,1 % hmotn. Cu a podstatnou minimalizací přidávaných prvků stabilizujících BCC.