FI112380B - Ultralujia austeniittivanhennettuja teräksiä, joilla erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpötiloissa - Google Patents
Ultralujia austeniittivanhennettuja teräksiä, joilla erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpötiloissa Download PDFInfo
- Publication number
- FI112380B FI112380B FI20001440A FI20001440A FI112380B FI 112380 B FI112380 B FI 112380B FI 20001440 A FI20001440 A FI 20001440A FI 20001440 A FI20001440 A FI 20001440A FI 112380 B FI112380 B FI 112380B
- Authority
- FI
- Finland
- Prior art keywords
- weight
- steel
- steel sheet
- temperature
- fine
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 236
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 236
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 51
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 33
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 25
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 23
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 19
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000008187 granular material Substances 0.000 claims description 18
- 230000008859 change Effects 0.000 claims description 17
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 16
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 16
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 16
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 15
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 15
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 9
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims description 4
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 3
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- DBIMSKIDWWYXJV-UHFFFAOYSA-L [dibutyl(trifluoromethylsulfonyloxy)stannyl] trifluoromethanesulfonate Chemical compound CCCC[Sn](CCCC)(OS(=O)(=O)C(F)(F)F)OS(=O)(=O)C(F)(F)F DBIMSKIDWWYXJV-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims 2
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 54
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 22
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 18
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 16
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 15
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 13
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 13
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 12
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 11
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 11
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 10
- RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N tris(3-methylphenyl) phosphate Chemical compound CC1=CC=CC(OP(=O)(OC=2C=C(C)C=CC=2)OC=2C=C(C)C=CC=2)=C1 RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 9
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 5
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 5
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 4
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N Titanium nitride Chemical compound [Ti]#N NRTOMJZYCJJWKI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 230000006870 function Effects 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 4
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 4
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 3
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 3
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N Propane Chemical compound CCC ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 238000006392 deoxygenation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 239000010433 feldspar Substances 0.000 description 2
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 2
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 2
- 235000012771 pancakes Nutrition 0.000 description 2
- 230000003389 potentiating effect Effects 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 2
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 2
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N Ethane Chemical compound CC OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 206010019909 Hernia Diseases 0.000 description 1
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241000282342 Martes americana Species 0.000 description 1
- 229910000914 Mn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001182 Mo alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 210000000845 cartilage Anatomy 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000007791 dehumidification Methods 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000035876 healing Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003949 liquefied natural gas Substances 0.000 description 1
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000011089 mechanical engineering Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 239000001294 propane Substances 0.000 description 1
- 108090000623 proteins and genes Proteins 0.000 description 1
- 238000011002 quantification Methods 0.000 description 1
- 238000007788 roughening Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 238000005549 size reduction Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000001179 sorption measurement Methods 0.000 description 1
- 230000001150 spermicidal effect Effects 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
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
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
112380
Ultralujia austeniittivanhennettuja teräksiä, joilla erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpötiloissa
Keksinnön ala Tämä keksintö koskee ultralujia, hitsattavissa olevia, niukkaseostei-5 siä teräslevyjä, joilla on erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpötiloissa sekä peruslevyssä että lämpövyöhykkeessä (HAZ) hitsattuina. Lisäksi tämä keksintö koskee menetelmää sellaisten teräslevyjen valmistamiseksi.
Keksinnön tausta
Seuraavassa selityksessä määritellään monia erilaisia termejä. Kä-10 tevyyden vuoksi tässä esitetään juuri ennen patenttivaatimuksia termisanasto.
Usein on tarpeen varastoida ja kuljettaa paineistettuja haihtuvia nesteitä kryogeenisissä lämpötiloissa, so. lämpötiloissa, jotka ovat alempia kuin noin -40 °C (-40 °F). Kaivataan esimerkiksi säiliöitä paineistetun nesteyte-tyn maakaasun (PLNG) varastoimiseen ja kuljettamiseen paineessa, joka voi 15 vaihdella laajalla alueella, noin 1 035kPa:sta (150psia) noin 7 590kPa:iin (1 100 psia), ja lämpötilassa, joka on noin -123 °C:n (-190 °F) ja noin -62 °C:n (-80 °F) välillä. Kaivataan myös säiliöitä muidenkin haihtuvien nesteiden, joilla on suuri höyrynpaine, kuten metaanin, etaanin ja propaanin, varastoimiseen ja kuljettamiseen turvallisesti ja taloudellisesti kryogeenisissä lämpötiloissa. Mitä .···. 20 tulee sellaisten säiliöiden valmistamiseen hitsatusta teräksestä, teräksellä täy- ’’’t tyy olla riittävä lujuus kestääkseen nesteen paineen ja riittävä sitkeys murtu- ! man, so. vaurioitumistapahtuman, alkuunpääsyn estämiseksi käyttöolosuh- ’1 ·:, teissä sekä perusteräksessä että HAZ:ssa.
| ‘ Sitkeä-haurastransitiolämpötila (DBTT) rajaa pääpiirteittäin kaksi * ·' 25 murtumissysteemiä rakenneteräksissä. Lämpötiloissa, jotka ovat alempia kuin \ : DBTT, vaurioituminen pyrkii teräksessä ilmenemään pienenergialohkomurtu- mana (haurasmurtumana), kun taas lämpötiloissa, jotka ovat korkeampia kuin DBTT, vaurioituminen pyrkii teräksessä ilmenemään suurenergiasitkeämurtu-mana. Hitsatuilla teräksillä, joita käytetään varastointi- ja kuljetussäiliöiden ra-30 kentamisessa edellä mainittuja matalalämpötilasovelluksia varten ja muuhun % > käyttöön kantavana rakenteena kryogeenisissä lämpötiloissa, täytyy DBTT:n ' · ·' olla reilusti alle käyttölämpötilan sekä perusteräksessä että HAZ:ssa pienener- :" ‘: gialohkomurtumana ilmenevän vaurioitumisen välttämiseksi.
.; .: Nikkeliä sisältävillä teräksillä, joita tavanomaisesti käytetään matala- 35 lämpötilarakennesovelluksiin, esimerkiksi teräksillä, joiden nikkelipitoisuus on 2 112380 suurempi kuin noin 3 painoprosenttia, on matala DBTT mutta myös suhteellisen pieni vetolujuus. Kaupan olevien 3,5 painoprosenttia Ni:ä, 5,5 painoprosenttia Ni:ä ja 9 painoprosenttia Ni:ä sisältävien terästen DBTT on tyypillisesti noin -100 °C (-150 °F), -155 °C (-250 °F) ja -175 °C (-280 °F), tässä järjestyk-5 sessä, ja vetolujuus korkeintaan noin 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) ja 830 MPa (120 ksi), tässä järjestyksessä. Näiden lujuuden ja sitkeyden yhdistelmien saavuttamiseksi nämä teräkset käyvät yleensä läpi kalliin käsittelyn, esimerkiksi kaksoishehkutuskäsittelyn. Matalalämpötilasovellusten tapauksessa teollisuus käyttää nykyisin näitä kolmea kaupallista nikkelipitoista terästä 10 niillä matalissa lämpötiloissa olevan hyvän sitkeyden vuoksi, mutta sen täytyy ottaa suunnitelmissa huomioon niiden suhteellisen pieni vetolujuus. Suunnitelmat edellyttävät yleensä ylettömiä teräspaksuuksia kantaviin matalalämpötila-sovelluksiin. Näiden nikkelipitoisten terästen käyttö kantavissa matalalämpöti-lasovelluksissa pyrkii siten olemaan kallista teräksen korkean hinnan ja vaadit-15 tavien teräspaksuuksien yhdistelmän johdosta.
Toisaalta useilla kaupan olevilla, tekniikan tasoa edustavilla, niukka-ja keskihiilisillä, suurilujuuksisilla, niukkaseosteisilla (HSLA) teräksillä, esimerkiksi AISI 4320- tai 4330-teräksillä, on mahdollisuuksia tarjota erinomaisia vetolujuuksia [esim. suurempia kuin noin 830 MPa (120 ksi)] ja alhainen hinta, 20 mutta niiden puutteena on suhteellisen korkea DBTT yleensäkin ja erityisesti hitsauslämpövyöhykkeessä (HAZ). Yleensä näiden terästen yhteydessä esiin-tyy taipumusta hitsattavuuden ja matalalämpötilasitkeyden pienenemiseen ve-*·· tolujuuden lisääntyessä. Juuri tästä syystä kaupan olevia, tekniikan tasoa edustavia HSLA-teräksiä ei yleensä harkitakaan matalalämpötilasovelluksiin. 25 Näissä teräksissä HAZ:n korkean DBTT.n syynä on yleensä ei-toivottujen mik- * · rorakenteiden muodostuminen, jotka aiheutuvat hitsauslämpöjaksoista karkea-rakeisissa ja interkriittisesti uudelleenkuumennetuissa HAZ:issa, so. HAZ:issa, ’···’ jotka kuumennetaan lämpötilaan, joka on noin Aci-muutoslämpötilan ja noin
Ac3-muutoslämpötilan välillä. (Mitä tulee Aci- ja Ac3-muutoslämpötilan määri-: V 30 telmiin, tutustukaa sanastoon.) DBTT nousee merkittävästi raekoon kasvaessa ja haurastuttavien mikrorakenneosien, kuten martensiitti-austeniitti (MA)-saa-rekkeiden, lisääntyessä HAZ:ssa. Esimerkiksi HAZ:n DBTT tekniikan tasoa .·’··. edustavassa HSLA-teräksessä, öljyn ja kaasun siirtoon tarkoitetussa X100-lin- japutkessa, on korkeampi kuin noin -50 °C (-60 °F). Energia-alan kuljetus- ja 35 varastointisektorilla on merkittäviä kannustimia uusien terästen kehittämiseksi, joissa yhdistyvät edellä mainittujen kaupallisten nikkelipitoisten terästen mata- 3 112380 lalämpötilasitkeysominaisuudet ja HSLA-terästen ominaisuudet suuri lujuus ja alhainen hinta, samalla kun ne tarjoavat erinomaisen hitsattavuuden ja toivotun paksuosakelpoisuuden, so. suurin piirtein tasaisen mikrorakenteen ja tasaiset ominaisuudet (esim. lujuuden ja sitkeyden) paksuuksilla, jotka ovat suu-5 rempia kuin noin 2,5 cm (1 tuuma).
Muissa kuin kryogeenisissä sovelluksissa useimmat kaupan olevat, tekniikan tasoa edustavat, niukka- ja keskihiiliset HSLA-teräkset on, niiden suhteellisen pienestä sitkeydestä lujuuksien ollessa suuria johtuen, joko suunniteltu sellaisiksi, että niillä on murto-osa normaalista lujuudestaan, tai vaihto-10 ehtoisesti käsitelty lujuuksien pienentämiseksi hyväksyttävän sitkeyden saavuttamiseksi. Koneenrakennussovelluksissa nämä lähestymistavat johtavat laatan lisääntyneeseen paksuuteen ja siksi komponenttien suurempaan massaan ja viime kädessä suurempiin kustannuksiin, kuin jos kyettäisiin käyttämään täydellisesti hyväksi HSLA-terästen suuri lujuuspotentiaali. Joissakin 15 kriittisissä sovelluksissa, kuten tehokkaissa voimansiirtokoneistoissa, käytetään teräksiä, jotka sisältävät enemmän kuin noin 3 painoprosenttia Ni:ä (kuten AISI 48XX:ää, SÄE 93XX:ää jne.), riittävän sitkeyden säilyttämiseksi. Tämä lähestymistapa johtaa huomattaviin lisäkustannuksiin HSLA-terästen erinomaista lujuutta tavoiteltaessa. Yksi lisäongelma, johon törmätään tavanomai-20 siä kaupallisia HSLA-teräksiä käytettäessä, on vetyhalkeilu HAZ:ssa, erityisesti silloin, kun käytetään pienlämpöhitsausta.
On olemassa merkittäviä taloudellisia kannustimia ja selvä ·:· koneenrakennukselleen tarve sitkeyden lisäämiseksi pienin kustannuksin ··· niukkaseosteisissa teräksissä niiden lujuuksien ollessa suuria tai ultrasuuria.
25 Erityisesti kaivataan kohtuuhintaista terästä, jolla on ultrasuuri lujuus, esimer-, ··, kiksi suurempi vetolujuus kuin 830 MPa (120 ksi) ja erinomainen sitkeys kryo- !!! geenisissä lämpötiloissa, esimerkiksi alempi DBTT kuin noin -73 °C (-100 °F) '·' sekä peruslevyssä että HAZissa, käytettäväksi kaupallisissa matalalämpötila- sovelluksissa.
• · * 30 Niinpä esillä olevan keksinnön ensisijaiset päämäärät ovat tekniikan tasoa edustavan HSLA-terästeknologian parantaminen kolmella pääalueella . pitäen silmällä käyttökelpoisuutta kryogeenisissä lämpötiloissa: (i) DBTT:n alen- .··. taminen noin -73 °C:n (-100 °F) alapuolelle perusteräksessä ja hitsaus- • $ HAZissa, (ii) suuremman vetolujuuden kuin 830 MPa (120 ksi) saavuttaminen :... * 35 ja (iii) erinomaisen hitsattavuuden aikaansaanti. Esillä olevan keksinnön muita päämääriä ovat edellä mainittujen HSLA-terästen aikaansaanti, joilla on läpi 4 112380 koko paksuuden suurin piirtein tasainen mikrorakenne ja tasaiset ominaisuudet paksuuksilla, jotka ovat suurempia kuin noin 2,5 cm (1 tuuma), ja sen tekeminen käyttämällä nykyisiä kaupallisia käsittelytekniikkoja niin, että näiden terästen käyttö kaupallisissa matalalämpötilaprosesseissa on taloudellisesti 5 järkevää.
Keksinnön yhteenveto
Esillä olevan keksinnön edellä mainittujen päämäärien mukaisesti tarjotaan käsittelymenetelmä, jossa kemialtaan toivotunlainen niukkaseosteinen teräslaatta kuumennetaan uudelleen sopivaan lämpötilaan, kuumavalssa-10 taan sitten teräslevyn muodostamiseksi ja jäähdytetään kuumavalssauksen lopussa nopeasti sopivalla nesteellä, kuten vedellä, sammuttamalla sopivaan sammutuksenpäätöslämpötilaan (QST) teräksen mikrolaminaattimikrorakenteen aikaansaamiseksi, joka käsittää edullisesti noin 2-10 tilavuusprosenttia auste-niittikerroksia ja noin 90 - 98 tilavuusprosenttia suurimmaksi osaksi hienorakei-15 sesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista koostuvia säleitä. Yhdessä tämän keksinnön suoritusmuodossa teräslevy jäähdytetään sitten ympäristön lämpötilaan. Toisessa suoritusmuodossa teräslevyä pidetään suurin piirtein isotermisesti QST:ssä korkeintaan noin viisi (5) minuuttia, mitä seuraa ilma-jäähdytys ympäristön lämpötilaan. Vielä toisessa suoritusmuodossa teräslevyä 20 jäähdytetään hitaasti nopeudella, joka on pienempi kuin noin 1,0 °C/sekunti (1,8 °F/s), korkeintaan noin viiden (5) minuutin ajan, mitä seuraa ilmajäähdytys ympäristön lämpötilaan. Esillä olevan keksinnön kuvauksessa käytettynä sam-*'!·. mutus tarkoittaa kiihdytettyä jäähdytystä millä tahansa keinolla, jossa käyte- ”[*. tään hyväksi nestettä, joka valitaan sillä perusteella, että sillä on taipumus lisä- ... 25 tä teräksen jäähtymisnopeutta, sen sijaan, että teräs jäähdytettäisiin ilmassa ympäristön lämpötilaan.
'···* Esillä olevan keksinnön edellä mainittujen päämäärien mukaisesti teräkset, jotka on käsitelty esillä olevan keksinnön mukaisesti, ovat myös eri- I * · i tyisen sopivia moniin matalalämpötilasovelluksiin, koska kyseisillä teräksillä on 30 seuraavat ominaisuudet, edullisesti teräslevyjen paksuuden ollessa noin 2,5 cm .·|·, (1 tuuma) tai suurempi: (i) alempi DBTT kuin noin -73 °C:n (-100 °F) peruste- räksessä ja hitsaus-HAZ:ssa, (ii) suurempi vetolujuus kuin 830 MPa (120 ksi), edullisesti suurempi kuin noin 860 MPa (125 ksi) ja edullisemmin suurempi kuin noin 900 MPa (130 ksi), (iii) erinomainen hitsattavuus, (iv) suurin piirtein : · ·: 35 tasainen mikrorakenne ja tasaiset ominaisuudet läpi koko paksuuden ja (v) pa rantunut sitkeys tavanomaisiin, kaupan oleviin HSLA-teräksiin verrattuna. Näil- 5 112380 lä teräksillä voi olla suurempi vetolujuus kuin noin 930 MPa (135 ksi) tai suurempi kuin noin 965 MPa (140 ksi) tai suurempi kuin noin 1 000 MPa (145 ksi).
Piirustusten selitys
Esillä olevan keksinnön eduista saa paremman käsityksen seuraa-5 vasta yksityiskohtaisesta kuvauksesta ja liitteenä olevista piirustuksista, joissa kuvio 1 on kaavioesitys jatkuvasta jäähdytysmuutoksesta (CCT), joka diagrammi osoittaa, kuinka esillä olevan keksinnön mukainen austeniittivan-hennusprosessi saa esillä olevan keksinnön mukaisessa teräksessä aikaan mikrolaminaattimikrorakenteen; 10 kuvio 2A (tunnettua tekniikkaa) on kaaviokuva, joka osoittaa lohko- halkeaman etenemisen läpi sälerajojen alabainiitin ja martensiitin muodostamassa sekamikrorakenteessa tavanomaisessa teräksessä; kuvio 2B on kaaviokuva, joka osoittaa halkeaman mutkitelevan reitin, joka aiheutuu austeniittifaasin läsnäolosta esillä olevan keksinnön mukai-15 sen teräksen mikrolaminaattimikrorakenteessa; kuvio 3A on kaaviokuva austeniitin raekoosta teräslaatassa esillä olevan keksinnön mukaisen uudelleenkuumennuksen jälkeen; kuvio 3B on kaaviokuva edeltävästä austeniitin raekoosta (ks. sanasto) teräslaatassa lämpötila-alueella, jolla austeniitti rekristallisoituu, suorite-20 tun kuumavalssauksen jälkeen mutta ennen kuumavalssausta lämpötila-alueella, jolla austeniitti ei rekristallisoidu, esillä olevan keksinnön mukaan; ja ,kuvio 3C on kaaviokuva teräslevyn venytetystä, pannukakkumaises-” ta raerakenteesta austeniitissa, jossa näkyy erittäin pieni tehollinen raekoko " \ paksuussuunnassa, esillä olevan keksinnön mukaisen TMCP:n päätökseen ... 25 saamisen jälkeen.
Vaikka esillä olevaa keksintöä kuvataan käsittelemällä sen edullisia suoritusmuotoja, on ymmärrettävä, että keksintö ei rajoitu niihin. Päinvastoin keksinnön on tarkoitus kattaa kaikki vaihtoehdot, muunnelmat ja vastineet, joi-• ta keksinnön henkeen ja suojapiiriin sellaisena, kuin oheiset patenttivaatimuk- : ’ ’ 30 set sen määrittelevät, voi sisältyä.
.: : Keksinnön yksityiskohtainen kuvaus
I » I
Esillä oleva keksintö koskee uusien HSI_A-terästen kehittämistä, jot-ka vastaavat edellä kuvattuihin haasteisiin. Keksintö perustuu terästen kemian I i i ja käsittelyn uudenlaiseen yhdistelmään tarkoituksena saada aikaan sekä suu-35 rempi luontainen että mikrorakenteellinen sitkeys DBTT.n alentamiseksi sa- 6 112380 moin kuin sitkeyden lisäämiseksi vetolujuuksien ollessa suuria. Suurempi luontainen sitkeys saavutetaan kriittisten seostusalkuaineiden hyvin harkitulla tasapainolla teräksessä, kuten tässä selityksessä yksityiskohtaisesti kuvataan. Suurempi mikrorakenteellinen sitkeys on seurausta erittäin pienen tehollisen 5 raekoon saavuttamisesta ja mikrolaminaattimikrorakenteen edistämisestä. Viitaten kuvioon 2B, tämän keksinnön mukaisten terästen mikrolaminaattimikro-rakenne on edullisesti muodostunut vuorottelevista säleistä 28, suurimmaksi osaksi joko hienorakeisesta alabainiitista tai hienorakeisesta martensiitista, ja austeniittikerroksista 30. Austeniittikerrosten 30 keskimääräinen paksuus on 10 edullisesti pienempi kuin noin 10 % säleiden 28 keskimääräisestä paksuudesta. Vielä edullisemmin austeniittikerrosten 30 keskimääräinen paksuus on noin 10 nm ja säleiden 28 keskimääräinen paksuus on noin 0,2 pm.
Austeniittivanhentamista käytetään esillä olevassa keksinnön mikrolaminaattimikrorakenteen muodostumisen helpottamiseen edistämällä toivottu-15 jen austeniittikerrosten pysyttämistä ympäristön lämpötilassa. Kuten ammattimiehet tietävät, austeniittivanhentaminen (ausaging) on prosessi, jossa auste-niitin vanhentaminen kuumennetussa teräksessä tapahtuu ennen teräksen jäähdyttämistä lämpötila-alueelle, jolla austeniitti tyypillisesti muuttuu bainiitiksi ja/tai martensiitiksi. On tunnettua, että austeniittivanhentaminen edistää auste-20 niitin lämpöstabilointia. Tämän keksinnön mukainen terästen kemian ja käsittelyn ainutlaatuinen yhdistelmä saa aikaan riittävän viiveen bainiittimuutoksen alussa, kun sammutus on lopetettu, austeniitin riittävän vanhentamisen mah- :· dollistamiseksi ennen austeniittikerrosten muodostumista mikrolaminaattimik- • · « · • j. rorakenteessa. Viitaten nyt kuvioon 1, tämän keksinnön mukaisesti käsitelty 25 teräs esimerkiksi käy läpi kontrolloidun valssauksen 2 osoitetulla lämpötila-alu- .·«·, eella (mitä kuvataan yksityiskohtaisemmin jäljempänä); sitten teräs käy läpi • « !" sammutuksen 4 sammutuksenaloituspisteestä 6 sammutuksenpäätöspistee- '**’ seen (so. QST:hen) 8. Sen jälkeen kun sammutus lopetetaan sammutuksen- päätöspisteessä (QST) 8, (i) yhdessä suoritusmuodossa teräslevyä pidetään • 30 suurin piirtein isotermisesti QSTissä tietty ajanjakso, edullisesti korkeintaan noin 5 minuuttia, ja sitten se jäähdytetään ilmassa ympäristön lämpötilaan, < mitä havainnollistaa katkoviiva 12, (ii) toisessa suoritusmuodossa teräslevyä ,··. jäähdytetään hitaasti QST:stä nopeudella, joka on pienempi kuin noin I | ]·* 1 °C/sekunti (1,8 °F/s), korkeintaan noin 5 minuutin ajan, ennen kuin teräsle- :: 35 vyn annetaan jäähtyä ilmassa ympäristön lämpötilaan, mitä havainnollistaa vii- va-piste-pisteviiva 11, (iii) vielä toisessa suoritusmuodossa teräslevyn voidaan 7 112380 antaa jäähtyä ilmassa ympäristön lämpötilaan, mitä havainnollistaa pisteviiva 10. Missä tahansa kyseisistä suoritusmuodoista austeniittikerroksia pidetään alabainiittisäleiden muodostuksen jälkeen yllä alabainittialueella 14 ja marten-siittisäleitä martensiittialueella 16. Vältetään yläbainiittialuetta 18 ja ferriitti-perliit-5 tialuetta 19. Esillä olevan keksinnön mukaisissa teräksissä austeniittivanhenta-minen tapahtuu tässä selityksessä kuvatun terästen kemian ja käsittelyn uudenlaisen yhdistelmän ansiosta.
Bainiitti-ja martensiittirakenneosien ja mikrolaminaattimikrorakenteen austeniittifaasin tarkoituksena on käyttää hyväksi hienorakeisen alabainiitin ja 10 hienorakeisen sälemartensiitin erinomaiset lujuusominaisuudet ja austeniitin erinomainen lohkomurtumiskestävyys. Mikrolaminaattimikrorakenne optimoidaan halkeaman reitin mutkittelevuuden maksimoimiseksi likipitäen, millä parannetaan halkeamanetenemisvastusta merkittävän mikrorakenteellisen lisä-sitkeyden aikaansaamiseksi.
15 Edellä esitetyn mukaisesti tarjotaan menetelmä sellaisen ultralujan teräslevyn valmistamiseksi, jolla on mikrolaminaattimikrorakenne, joka käsittää edullisesti noin 2-10 tilavuusprosenttia austeniittikerroksia ja noin 90- 98 tilavuusprosenttia suurimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hieno-rakeisesta alabainiitista koostuvia säleitä, joka menetelmä käsittää seuraavat 20 vaiheet: (a) teräslaatan kuumentamisen uudelleenkuumennuslämpötilaan, joka on riittävän korkea (i) teräslaatan tekemiseksi suurin piirtein homogeenisek-si, (ii) suurin piirtein kaikkien teräslaatassa läsnä olevien niobi-ja vanadiinikar-:* bidien ja -karbonitridien liuottamiseksi ja (iii) hienojen lähtöausteniittirakeiden I· muodostamiseksi teräslaattaan; (b) teräslaatan paksuuden pienentämisen 25 teräslevyn muodostamiseksi yhdellä tai useammalla kuumavalssauskerralla .···. ensimmäisellä lämpötila-alueella, jolla austeniitti rekristallisoituu; (c) teräslevyn • · pienentämisen edelleen yhdellä tai useammalla kuumavalssauskerralla toisella lämpötila-alueella, joka on noin Tnrlämpötilan alapuolella ja noin Ar3-muu-,, , toslämpötilan yläpuolella; (d) teräslevyn sammuttamisen suunnilleen jäähdy- 30 tysnopeudella 10- 40 °C/sekunti (18- 72 °F/s) sammutuksenpäätöslämpöti-laan (QST), joka on alempi kuin noin Ms-muutoslämpötila plus 100 °C (180 °F) : i‘; ja korkeampi kuin noin Ms-muutoslämpötila; ja (e) mainitun sammutuksen lo- .···. pettämisen. Yhdessä suoritusmuodossa tämän keksinnön mukainen menetel- mä käsittää lisäksi vaiheen, jossa teräslevyn annetaan jäähtyä ilmassa ’ ·’ 35 QSTistä ympäristön lämpötilaan. Toisessa suoritusmuodossa tämän keksin- nön mukainen menetelmä käsittää lisäksi vaiheen, jossa teräslevyä pidetään 8 112380 suurin piirtein isotermisesti QST.ssä korkeintaan noin 5 minuuttia, ennen kuin teräslevyn annetaan jäähtyä ilmassa ympäristön lämpötilaan. Vielä toisessa suoritusmuodossa tämän keksinnön mukainen menetelmä käsittää lisäksi vaiheen, jossa teräslevyä jäähdytetään hitaasti QST:stä nopeudella, joka on 5 pienempi kuin noin 1 °C/sekunti (1,8°F/s), korkeintaan noin 5 minuutin ajan, ennen kuin teräslevyn annetaan jäähtyä ilmassa ympäristön lämpötilaan. Tämä käsittely helpottaa teräslevyn mikrorakenteen muuttumista noin 2-10 tilavuusprosenttia austeniittikerroksia ja noin 90 - 98 tilavuusprosenttia suurimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista 10 koostuvia säleitä käsittäväksi. (Mitä tulee termien Tnrlämpötila sekä Ar3- ja Ms-muutoslämpötila määritelmiin, tutustukaa sanastoon.)
Sitkeyden ympäristön ja kryogeenisissä lämpötiloissa takaamiseksi säleet mikrolaminaattimikrorakenteessa käsittävät suurimmaksi osaksi alabai-niittia tai martensiittia. On edullista jokseenkin minimoida haurastuttavien ra-15 kenneosien, kuten yläbainiitin, kaksostuneen martensiitin ja MA:n, muodostuminen. Esillä olevan keksinnön kuvauksessa ja patenttivaatimuksissa käytettynä ’’suurimmaksi osaksi” tarkoittaa vähintään noin 50 tilavuusprosenttia. Loppuosa mikrorakenteesta voi käsittää lisää hienorakeista alabainiittia, lisää hienorakeista sälemartensiittia tai ferriittiä. Edullisemmin mikrorakenne käsit-20 tää noin 60 - 80 tilavuusprosenttia alabainiittia tai sälemartensiittia. Vielä edullisemmin mikrorakenne käsittää vähintään noin 90 tilavuusprosenttia alabainiit-: * ’ ]: tia tai sälemartensiittia.
·’ Tämän keksinnön mukaisesti käsitelty teräslaatta valmistetaan ta- ·. vanomaisella tavalla ja, yhdessä suoritusmuodossa, se käsittää rautaa ja seu- 25 raavia seostusalkuaineita, edullisesti seuraavassa taulukossa I ilmoitetuissa , · · ·, rajoissa olevina määrinä: » > ♦ * 9 112380
Taulukko 1
Seostusalkuaine_Määrien vaihteluväli (paino-%)_
Hiili (C)_0,04 - 0,12, edullisemmin 0,04 - 0,07_
Magnaani (Mn)_0,5 - 2,5, edullisemmin 1,0-1,8_
Nikkeli (Ni)__1,0 - 3,0, edullisemmin 1,5 - 2,5_
Kupari (Cu)_0,1 -1,0, edullisemmin 0,2 - 0,5_
Molybdeeni (Mo)_0,1 - 0,8, edullisemmin 0,2 - 0,4_
Niobi (Nb)_0,02 - 0,1, edullisemmin 0,02 - 0,05_
Titaani (Ti)_ 0,008 - 0,03, edullisemmin 0,01 - 0,02_
Alumiini (AI)_0,001 - 0,05, edullisemmin 0,005 - 0,03
Typpi (N)_ 0,002 - 0,005, edullisemmin 0,002 - 0,003
Toisinaan teräkseen lisätään kromia (Cr), edullisesti korkeintaan noin 1,0 painoprosenttia ja edullisemmin noin 0,2 - 0,6 painoprosenttia.
5 Toisinaan teräkseen lisätään piitä (Si), edullisesti korkeintaan noin 0,5 painoprosenttia, edullisemmin noin 0,01 - 0,5 painoprosenttia ja vielä edullisemmin noin 0,05 - 0,1 painoprosenttia.
Teräs sisältää edullisesti vähintään noin 1 painoprosentin nikkeliä. Teräksen nikkelipitoisuus voidaan nostaa noin 3 painoprosentin yläpuolelle, 10 mikäli halutaan parantaa sen ominaisuuksia hitsauksen jälkeen. Kunkin 1 pai-noprosentin nikkelilisäyksen odotetaan alentavan teräksen DBTT:tä noin 10 °C
• « (18 °F). Nikkelipitoisuus on edullisesti alle 9 painoprosenttia, edullisemmin pie-' ; nempi kuin noin 6 painoprosenttia. Edullisesti nikkelipitoisuus minimoidaan * ^ teräksen hinnan saamiseksi mahdollisimman alhaiseksi. Jos nikkelipitoisuus 15 halutaan nostaa suuremmaksi kuin noin 3 painoprosenttia, mangaanipitoisuus * · · voidaan laskea noin 0,5 painoprosentin alapuolelle aina 0,0 painoprosenttiin • * t saakka.
Toisinaan teräkseen lisätään booria (B), edullisesti korkeintaan noin !*': 0,0020 painoprosenttia ja edullisemmin noin 0,0006 - 0,0010 painoprosenttia.
20 Lisäksi jäämien määrä teräksessä edullisesti jokseenkin minimoi- daan. Fosforin (P) pitoisuus on edullisesti pienempi kuin noin 0,01 painopro-*;* ‘ senttiä. Rikin (S) pitoisuus on edullisesti pienempi kuin noin 0,004 painopro- senttiä. Hapen (O) pitoisuus on edullisesti pienempi kuin noin 0,002 painopro-senttiä.
10 1 12380
Teräslaatan käsittely (1) DBTT:n alentaminen
Matalan DBTT:n, esimerkiksi alemman kuin noin -73 °C (-100 °F), saavuttaminen on yksi suurimmista haasteista uusien HSLA-terästen kehittä-5 misessä matalalämpötilasovelluksia varten. Tekninen haaste on nykyisen HSLA-teknologian mukaisen lujuuden säilyttäminen/lisääminen, samalla kun alennetaan DBTT.tä, erityisesti HAZissa. Esillä olevassa keksinnössä käytetään hyväksi seostuksen ja käsittelyn yhdistelmää sekä luontaisten että mikro-rakenteellisten myötävaikutusten murtumiskestävyyteen muuttamiseksi sillä talo valla, että saadaan aikaan niukkaseosteinen teräs, jolla on erinomaiset mata-lalämpötilaominaisuudet peruslevyssä ja HAZ:ssa, kuten jäljempänä kuvataan.
Tässä keksinnössä käytetään hyväksi mikrorakenteellisen sitkeyden lisäämistä perusteräksen DBTT:n alentamiseksi. Tämä mikrorakenteellisen sitkeyden lisäys koostuu austeniitin edeltävän raekoon parantamisesta, rakeiden 15 morfologian muuntamisesta termomekaanisella kontrolloidulla valssauskäsitte-lyllä (TMCP) ja mikrolaminaattimikrorakenteen aikaansaamisesta hienojen rakeiden sisälle, joiden kaikkien päämääränä on lisätä suurkulmarajojen pinta-alaa (rajapinnan alaa) tilavuusyksikköä kohden teräslevyssä. Kuten ammatti-miehille on tuttua, ”rae” tarkoittaa tässä käytettynä monikiteisessä materiaalis-20 sa esiintyvää yksittäistä kidettä ja ’’raeraja” tarkoittaa tässä käytettynä metallissa esiintyvää kapeaa vyöhykettä, joka vastaa siirtymää yhdestä kristallografi-sesta orientaatiosta toiseen ja erottaa siten rakeen toisesta rakeesta. Tässä käytettynä ’’suurkulmaraeraja” on raeraja, joka erottaa kaksi vierekkäistä raet-. , * ta, joiden kristallografinen orientaatio poikkeaa toisistaan enemmän kuin noin ' ' 25 8°. Tässä käytettynä ’’suurkulmaraja tai -rajapinta” on myös raja tai rajapinta, : : joka toimii tehokkaasti suurkulmaraerajana, so. pyrkii poikkeuttamaan etene- \* vän halkeaman tai murtuman suunnastaan ja siten aiheuttamaan mutkittele- vuutta murtuman reittiin.
TMCPistä seuraavan myötävaikutuksen suurkulmarajojen kokonais-’ 30 pinta-alaan tilavuusyksikköä kohden, Svihen, määrittelee seuraava yhtälö: : : 1 1
Sv = —(1+R+-) + 0,63 (r-30)
: d R
35 * i .. .: jossa „ 112380 d on austeniitin keskimääräinen raekoko kuumavalssatussa teräslevyssä ennen valssaamista lämpötila-alueella, jolla austeniitti ei re-kristallisoidu (edeltävä austeniitin raekoko); R on reduktiosuhde (alkuperäinen teräslaatan paksuus / lopullinen 5 teräslevyn paksuus); ja r on teräksen paksuuden prosentuaalinen pienenemä, jonka kuu-mavalssaus lämpötila-alueella, jolla austeniitti ei rekristallisoidu, aiheuttaa.
On ennestään täysin tunnettua, että teräksen Sv:n kasvaessa DBTT 10 laskee halkeaman poikkeamisen suunnastaan ja siihen liittyvän murtuman reitin mutkittelevuuden johdosta, joita ilmenee suurkulmarajoilla. Käytännössä kaupallisessa TMCP:ssä R on kiinteä levyn paksuuden ollessa tietty ja r:n arvon yläraja on tyypillisesti 75. Tiettyjen kiinteiden R:n ja r:n tapauksessa Sv:tä voidaan kasvattaa oleellisesti ainoastaan pienentämällä d:tä, kuten yllä olevas-15 ta yhtälöstä ilmenee. d:n pienentämiseen teräksissä esillä olevan keksinnön mukaisesti käytetään Ti-Nb-mikroseostusta yhdistettynä optimoituun TMCP-käy-täntöön. Reduktionkokonaismäärän kuumavalssauksen/deformaation aikana ollessa sama teräs, jossa austeniitin keskimääräinen raekoko on alun perin pienempi, johtaa pienempään austeniitin keskimääräiseen raekokoon valmiis-20 sa levyssä. Siksi tässä keksinnössä Ti-Nb-lisäysten määrä optimoidaan pientä uudelleenkuumennusta silmällä pitäen, samalla kun aiheutetaan toivottu aus-teniittirakeiden kasvun inhibitio TMCP:n aikana. Viitaten kuvioon 3A, käytetään I · suhteellisen matalaa uudelleenkuumennuslämpötilaa, edullisesti noin 955 °C:n • * I « ja noin 1 065 °C:n välillä olevaa lämpötilaa (1 750 - 1 950 °F), sellaisen auste- * »» » 25 niitin keskimääräisen raekoon D’, joka on pienempi kuin noin 120 pm, saavut- ,···. tamiseksi aluksi uudelleenkuumennetussa teräslaatassa 32’ ennen kuumade- » * formaatiota. Tämän keksinnön mukaisessa käsittelyssä vältetään austeniittira-' ”'' keiden liiallinen kasvu, joka seuraa korkeampien uudelleenkuumennuslämpöti- lojen, so. lämpötilojen, jotka ovat korkeampia kuin noin 1 095 °C (2 000 °F), : / 30 käyttämisestä tavanomaisessa TMCP:ssä. Dynaamisesta rekristallisaatiosta aiheutuvan rakeiden paranemisen edistämiseksi käytetään lämpötila-alueella, jolla austeniitti rekristallisoituu, tapahtuvan kuumavalssauksen aikana rankkoja reduktioita läpikulkukertaa kohden, suurempia kuin noin 10 %. Viitaten nyt kuvi-
* I
oon 3B, tämän keksinnön mukainen käsittely tuottaa edeltäväksi austeniitin • I « 35 keskimääräiseksi raekooksi D” (so. d) teräslaatassa 32” lämpötila-alueella, joi- * la austeniitti rekristallisoituu, tapahtuneen kuumavalssauksen (deformaation) 12 1 12380 jälkeen mutta ennen kuumavalssaamista lämpötila-alueella, jolla austeniitti ei rekristallisoidu, vähemmän kuin noin 30 pm, edullisesti vähemmän kuin noin 20 pm ja vielä edullisemmin vähemmän kuin noin 10 pm. Lisäksi tehollisen raekoon pienenemisen aikaansaamiseksi paksuussuunnassa toteutetaan 5 rankkoja reduktioita, jotka kumulatiivisesti ovat suurempia kuin noin 70 %, lämpötila-alueella, joka on noin Tnrlämpötilan alapuolella ja noin Ar3-muutosläm-pötilan yläpuolella. Viitaten nyt kuvioon 3C, tämän keksinnön mukainen TMCP johtaa pitkänomaisen pannukakkumaisen raerakenteen muodostumiseen austeniitissa valmiissa valssatussa teräslevyssä 32”’ ja hyvin pieneen teholli-10 seen raekokoon D’" paksuussuunnassa, esimerkiksi pienempään teholliseen raekokoon D’” kuin noin 10 pm, edullisesti pienempään kuin noin 8 pm ja vielä edullisemmin pienempään kuin noin 5 pm, ja lisää siten suurkulmarajojen, esim. 33, pinta-alaa tilavuusyksikköä kohden teräslevyssä 32”’, kuten ammattimiehet käsittävät.
15 Hiukan yksityiskohtaisemminesitettynä tämän keksinnön mukainen teräs valmistetaan muodostamalla laatta, jolla on tässä kuvattu toivottu koostumus; kuumentamalla laatta noin lämpötilaan 955 - 1 065 °C (1 750 -1 950 °F); kuumavalssaamalla laatta teräslevyn muodostamiseksi yhteen tai useampaan kertaan, jotka saavat aikaan noin 30 - 70 %:n reduktion, ensim-20 mäisellä lämpötila-alueella, jolla austeniitti rekristallisoituu, so. noin Tnrlämpötilan yläpuolella, ja kuumavalssaamalla teräslevy vielä yhteen tai useampaan kertaan, jotka saavat aikaan noin 40- 80 %:n reduktion, toisella lämpötila-•' * alueella, joka on noin Tnrlämpötilan alapuolella ja noin Ar3-muutoslämpötilan • . yläpuolella. Kuumavalssattu teräslevy sammutetaan sitten suunnilleen jäähdy- 25 tysnopeudella 10- 40°C/sekunti (18- 72 °F/s) sopivaan QST:hen, joka on .···, alempi kuin noin Ms-muutoslämpötila plus 100 °C (360 °F) ja korkeampi kuin .’li noin Ms-muutoslämpötila, jossa vaiheessa sammutus lopetetaan. Tämän kek- sinnön yhdessä suoritusmuodossa teräslevyn annetaan sammutuksen lopetuksen jälkeen jäähtyä ilmassa QST.stä ympäristön lämpötilaan, mitä havain-: 30 nollistaa kuvion 1 pisteviiva 10. Tämän keksinnön toisessa suoritusmuodossa :... ·* teräslevyä pidetään sammutuksen lopetuksen jälkeen suurin piirtein isotermi- sesti QST:ssä tietty ajanjakso, edullisesti korkeintaan noin 5 minuuttia, ja sit- .···, ten se jäähdytetään ilmassa ympäristön lämpötilaan, mitä havainnollistaa ku- • « vion katkoviiva 12. Vielä toisessa suoritusmuodossa, jota havainnollistaa ku-35 vion 1 viiva-piste-pisteviiva 11, teräslevyä jäähdytetään hitaasti QST:stä no-peudella, joka on pienempi kuin noin 1 °C/sekunti (1,8°F/s), edullisesti 13 112380 korkeintaan noin 5 minuutin ajan. Ainakin yhdessä tämän keksinnön suoritusmuodossa Ms-muutoslämpötila on noin 350 °C (662 °F), ja siksi Ms-muutos-lämpötila plus 100 °C (180 °F) on noin 450 °C (842 °F).
Teräslevy voidaan pitää suurin piirtein isotermisesti QST:ssä millä 5 tahansa sopivalla keinolla, jotka ovat ammattimiehille tuttuja, kuten sijoittamalla teräslevyn päälle lämpöpeite. Sammutuksen lopetuksen jälkeen teräslevy voidaan jäähdyttää hitaasti millä tahansa sopivalla keinolla, jotka ovat ammattimiehille tuttuja, kuten sijoittamalla teräslevyn päälle eristävä peite.
Kuten ammattimiehet käsittävät, reduktionprosentuaalinen piene-10 nemä tarkoittaa tässä käytettynä mainittua reduktiota edeltävän teräslaatan tai -levyn paksuuden prosentuaalista pienenemistä. Pelkästään selitykseksi mainittakoon, rajoittamatta sillä tätä keksintöä, että teräslaattaa, jonka paksuus on noin 25,4 cm (10 tuumaa), voidaan redusoidanoin 50% (50-prosenttinen pienenemä), ensimmäisellä lämpötila-alueella, noin paksuuteen 12,7 cm (5 15 tuumaa), ja redusoidasitten 80 % (80-prosenttinen pienenemä), toisella lämpötila-alueella, noin paksuuteen 2,5 cm (1 tuuma). ’’Laatta” tarkoittaa tässä käytettynä teräskappaletta, joka voi olla mitoiltaan millainen tahansa.
Teräslaatta kuumennetaan edullisesti tavalla, joka on sopiva suurin piirtein koko laatan, edullisesti koko laatan, lämpötilan nostamiseen, haluttuun 20 uudelleenkuumennuslämpötilaan, esimerkiksi sijoittamalla laatta uuniin tietyksi ajaksi. Esillä olevan keksinnön mukaisella alueella olevan tarkan uudelleen-; ; kuumennuslämpötilan, jota jonkin tietyn teräskoostumuksen tapauksessa tulisi
• t I
, . käyttää, voi ammattimies määrittää helposti, joko kokeellisesti tai laskemalla . sopivia malleja käyttäen. Lisäksi ammattimies voi määrittää helposti uunin läm- 25 pötilan ja uudelleenkuumennusajan, joka vaaditaan suurin piirtein koko laatan, edullisesti koko laatan, lämpötilan nostamiseksi haluttuun uudelleenkuumen-’;;;" nuslämpötila-arvoon, tutustumalla teollisuuden tavanomaisiin julkaisuihin.
'<··' Lukuun ottamatta uudelleenkuumennuslämpötilaa, joka pätee suu rin piirtein koko laattaan, seuraavat lämpötilat, joihin tämän keksinnön mukai-• ',: 30 sen käsittelymenetelmän kuvauksessa viitataan, ovat teräksen pinnasta mitat- tavia lämpötiloja. Teräksen pintalämpötila voidaan mitata käyttämällä esimer- , · |p kiksi optista pyrometriä tai jotakin muuta laitetta, joka soveltuu teräksen pinta- » * · lämpötilan mittaukseen. Tässä mainitut jäähdytysnopeudet ovat keskeltä tai suurin piirtein keskeltä levyä (paksuussuunnassa) mitattavia nopeuksia; ja 35 sammutuksenpäätöslämpötila (QST) on korkein tai suurin piirtein korkein läm-·:· pötila, joka levyn pinnassa saavutetaan sammutuksen lopetuksen jälkeen 14 112380 levyn keskeltä (paksuussuunnassa) siirtyneen lämmön johdosta. Esimerkiksi tämän keksinnön mukaisen teräskoostumuksen kokeellisten lämpöjen prosessoinnin aikana keskelle tai suurin piirtein keskelle teräslevyä paksuussuunnassa sijoitetaan lämpöpari keskilämpötilan mittausta varten, kun taas pintaläm-5 pötila mitataan käyttämällä optista pyrometriä. Kehitetään keskilämpötilan ja pintalämpötilan välinen korrelaatio käytettäväksi saman tai suurin piirtein saman teräskoostumuksen myöhemmän käsittelyn aikana sillä tavalla, että keskilämpötila voidaan määrittää suoraan mittaamalla pintalämpötila. Myös sen lämpötilan ja sammutusnesteen virtausnopeuden, jotka vaaditaan halutun kiih-10 dytetyn jäähdytyksen toteuttamiseksi, voi ammattimies määrittää tutustumalla teollisuuden tavanomaisiin julkaisuihin.
Jokaisen esillä olevan keksinnön piiriin kuuluvan teräskoostumuksen tapauksessa lämpötila, joka määrää rajan rekristallisaatioalueen ja ei-re-kristallisaatioalueen välillä, lämpötila Tnr, riippuu teräksen kemiasta, erityisesti 15 hiilipitoisuudesta ja niobipitoisuudesta, uudelleenkuumennuslämpötilasta ennen valssausta ja valssauskerroilla aikaansaatavan reduktion määrästä. Ammattimiehet voivat määrittää tämän lämpötilan tietylle tämän keksinnön mukaiselle teräkselle joko kokeellisesti tai malliin perustuvan laskennan avulla. Samoin Ar3- ja Ms-muutoslämpötilan, joihin tässä on viitattu, voivat ammattimie-20 het määrittää mille tahansa tämän keksinnön mukaiselle teräkselle joko kokeellisesti tai malliin perustuvan laskennan avulla.
: ': Kuvattu TMCP-käytäntö johtaa suureen Sv:n arvoon. Lisäksi, viita- :· ten jälleen kuvioon 2B, austeniittivanhennuksen aikana synnytetty mikrolami- naattimikrorakenne lisää vielä rajapinnan alaa saamalla aikaan lukuisia suur-, .,: 25 kulmarajapintoja 29 suurimmaksi osaksi alabainiitista tai martensiitista koostu- , ·. vien säleiden 28 ja austeniittikerrosten 30 välille. Tätä mikrolaminaattikonfigu- raatiota, jota kuvataan kaaviomaisesti kuviossa 2B, voidaan verrata tavan-' · omaiseen bainiitti/martensiittisälerakenteeseen, jossa ei esiinny säleiden väli siä austeniittikerroksia ja jota valaistaan kuviossa 2A. Kuviossa 2A kaaviomai-: .: 30 sesti kuvatulle tavanomaiselle rakenteelle ovat tunnusomaisia pienkulmarajat 20 [so. rajat, jotka toimivat tehokkaasti pienkulmaraerajoina (ks. sanasto)], . . esimerkiksi suurimmaksi osaksi alabainiitista tai martensiitista koostuvien sä- . · . leiden 22 välillä; ja siten lohkohalkeama 24 voi alkuun päästyään edetä läpi sälerajojen 20 suuntaansa vain vähän muuttaen. Sitä vastoin tämän keksinnön 35 mukaisten terästen mikrolaminaattimikrorakenne, jota valaisee kuvio 2B, joh-‘ · taa merkittävään halkeaman reitin mutkittelevuuden. Syynä tähän on se, että 15 112380 halkeama 26, joka saa alkunsa säleessä 28, joka koostuu esimerkiksi alabai-niitista tai martensiitista, pyrkii esimerkiksi vaihtamaan tasoja, so. vaihtamaan suuntaa, kussakin austeniittikerrosten 30 kanssa muodostuneessa suurkulma-rajapinnassa 29 johtuen lohkomurtumis- ja liukutasojen erilaisesta orientaati-5 osta bainiitti- ja martensiittirakenneosissa ja austeniittifaasissa. Lisäksi auste-niittikerrokset 30 saavat aikaan etenevän halkeaman 26 lievenemisen seurauksena energian lisäabsorptiosta, ennen kuin halkeama 26 etenee läpi austeniittikerrosten 30. Lieveneminen tapahtuu useista syistä. Ensinnäkin FCC (määritelty tässä) austeniitilla ei esiinny DBTT-käyttäytymistä ja leikkauspro-10 sessit säilyvät ainoana halkeaman laajenemismekanismina. Toiseksi, kun kuormitus/rasitus halkeaman kärjessä ylittää tietyn suurehkon arvon, metastabiili austeniitti voi käydä läpi jännityksen tai rasituksen indusoiman muutoksen martensiitiksi, mikä johtaa muutoksen indusoimaan plastisuuteen (Transformation Induced Plasticity, TRIP). TRIP voi johtaa merkittävään energian ab-15 sorptioon ja pienentää jännityksen voimakkuutta halkeaman kärjessä. Lopuksi sälemartensiitilla, joka muodostuu TRIP-prosessien tuloksena, on erilainen lohkomurtumis- ja liukutason orientaatio kuin niitä edeltäneillä bainiitti- tai säle-martensiittirakenneosilla, mikä tekee halkeaman reitistä mutkittelevamman. Kuten kuvio 2B osoittaa, nettotulos on se, että halkeamanetenemisvastus on 20 merkittävästi lisääntynyt mikrolaminaattimikrorakenteessa.
Esillä olevan keksinnön mukaisten terästen bainiitti-austeniitti- tai martensiitti-austeniittirajapinnoilla on erinomainen rajapintasidoslujuus, ja tämä ·:* pakottaa ennemmin halkeaman poikkeamaan suunnastaan kuin rajapinta- • sidoksen purkautumaan. Hienorakeinen sälemartensiitti ja hienorakeinen ala- ,...: 25 bainiitti esiintyvät nippuina, joiden välillä esiintyy suurkulmarajoja. Pannukakun ,*··, sisällä muodostuu useita nippuja. Tämä saa aikaan rakenteellisen lisäparan- f · "I nuksen, joka johtaa lisääntyneeseen mutkittelevuuteen halkeaman edetessä näiden nippujen läpi pannukakun sisällä. Tämä johtaa Sv:n oleelliseen kasvuun ja siis DBTT.n alenemiseen.
• » · * : . * 30 Vaikka edellä kuvatut mikrorakenteelliset lähestymistavat soveltuvat DBTT.n alentamiseen perusteräslevyssä, ne eivät ole täysin päteviä riittävän matalan DBTT:n säilyttämiseen hitsaus-HAZ:n karkearakeisilla alueilla. Niinpä ,*·. esillä oleva keksintö tarjoaa menetelmän riittävän matalan DBTT:n säilyttämi- » » seksi hitsaus-HAZ:n karkearakeisilla alueilla käyttämällä hyväksi seostusalku-•... * 35 aineiden luontaisia vaikutuksia, mitä kuvataan seuraavassa.
1β 112380 Tärkeimmät ferriittiset matalalämpötilateräkset perustuvat yleensä tilakeskeiseen kuutiolliseen (BCC) kidehilaan. Samalla kun tämä kidejärjestel-mä tarjoaa mahdollisuuden saada aikaan suuria lujuuksia pienin kustannuksin, sen puutteena on jyrkkä siirtyminen sitkeämurtumiskäyttäytymisestä hauras-5 murtumiskäyttäytymiseen, kun lämpötilaa lasketaan. Tämän voidaan katsoa pohjimmiltaan aiheutuvan kriittisen resolvoidun leikkausjännityksen (CRSS, määritelty tässä) suuresta herkkyydestä lämpötilalle BCC-järjestelmissä, jolloin CRSS nousee jyrkästi lämpötilan laskun myötä ja tekee siten leikkausprosessit ja niin muodoin murtumisen sitkeällä tavalla vaikeammiksi. Toisaalta hauras-10 murtumisprosessien, kuten lohkomurtumisen, tapauksessa kriittinen jännitys ei ole yhtä herkkä lämpötilalle. Siksi lämpötilaa laskettaessa lohkomurtumisesta tulee ensisijainen murtumistapa, mikä johtaa pienenergiahaurasmurtuman syntymiseen. CRSS on teräksen luontainen ominaisuus ja herkkä sille, kuinka helposti dislokaatiot kykenevät liukumaan ristiin deformaation tapahtuessa; 15 toisin sanoen teräksellä, jossa ristiliukuminen on helpompaa, on myös pieni CRSS ja siksi matala DBTT. Joidenkin pintakeskeisten kuutiollisten (FCC) stabilaattoreiden, kuten Ni:n, tiedetään edistävän ristiliukumista, kun taas BCC stabiloivat seostusalkuaineet, kuten Si, AI, Mo, Nb ja V hillitsevät ristiliukumista. Esillä olevassa keksinnössä FCC stabiloivien seostusalkuaineiden, kuten 20 Ni:n ja Cu:n, pitoisuus edullisesti optimoidaan, ottaen huomioon kustannus-näkökohdat ja suotuisa vaikutus DBTT:n alentamiseen, lisäämällä Ni:ä edulli-sesti vähintään noin 1,0 painoprosenttia ja edullisemmin vähintään noin 1,5 . j. painoprosenttia; ja BBC stabiloivien seostusalkuaineiden pitoisuus teräksessä jokseenkin minimoidaan.
’ 25 Tuloksena luontaisen ja mikrorakenteellisen sitkeyden lisääntymi sestä, joka on seurausta tämän keksinnön mukaisesta terästen kemian ja kä-;sittelyn yhdistelmästä, teräksillä on erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpö-’· · ·* tiloissa sekä peruslevyssä että HAZ:ssa hitsauksen jälkeen. DBTT on sekä pe- ruslevyssä että HAZissa näiden terästen hitsauksen jälkeen alempi kuin noin : .·’ 30 -73 °C (-100 °F) ja voi olla alempi kuin noin -107 °C (-160 °C).
(2) Suurempi vetolujuus kuin 830 MPa (120 ksi) sekä mikrorakenteen ja ominaisuuksien tasaisuus läpi koko paksuuden ·;·’ Mikrolaminaattirakenteen lujuuden määrää ensisijaisesti sälemar- : [' ’: tensiitin ja alabainiitin hiilipitoisuus. Esillä olevan keksinnön mukaisissa niukka- *;** 35 seosteisissa teräksissä austeniittivanhentaminen toteutetaan austeniitin pitoi suuden teräslevyssä saamiseksi edullisesti noin 2-10 tilavuusprosentiksi, 17 1 12380 edullisemmin vähintään noin 5 tilavuusprosentiksi. Ni- ja Μη-lisäykset, joiden suuruus on noin 1,0- 3,0 painoprosenttia ja noin 0,5- 2,5 painoprosenttia, tässä järjestyksessä, ovat erityisen edullisia ajatellen austeniitin toivotun tila-vuusosuuden saavuttamista ja bainiittimuutoksen alun viivästyttämistä auste-5 niittivanhennuksen yhteydessä.
Esillä olevassa keksinnössä haluttu lujuus saavutetaan suhteellisen pienellä hiilipitoisuudella, mistä seuraa hitsattavuusetuja ja erinomainen sitkeys sekä perusteräksessä että HAZissa. Noin 0,04 painoprosentin minimihiilipitoi-suus on edullinen kokonaisseostuksessa, jotta saavutetaan suurempi vetolu-10 juus kuin 830 MPa (120 ksi).
Vaikka muut seostusalkuaineet kuin C ovat tämän keksinnön mukaisissa teräksissä jokseenkin merkityksettömiä, mitä tulee suurimpaan saavutettavissa olevaan teräksen lujuuteen, nämä alkuaineet ovat toivottavia vaadittavan mikrorakenteen ja lujuuden tasaisuuden saavuttamiseksi levypaksuuksil-15 la, jotka ovat suurempia kuin noin 2,5 cm (1 tuuma), ja käsittelyn joustavuuden kannalta toivottuja jäähdytysnopeuksien vaihtelun rajoja ajatellen. Tämä on tärkeää, koska todellinen jäähtymisnopeus paksun levyn keskiosassa on pienempi kuin nopeus pinnassa. Pinnan ja keskiosan mikrorakenne voi siten olla aivan erilainen, ellei terästä suunnitella sellaiseksi, että sen herkkyys levyn pin-20 nan ja keskiosan välillä esiintyvälle erolle jäähtymisnopeudessa on eliminoitu. Mitä tähän tulee, Mn- ja Mo-seostuslisäykset ja varsinkin yhdistetyt Mo:n ja B:n lisäykset ovat erityisen tehokkaita. Esillä olevassa keksinnössä nämä lisäykset optimoidaan ottaen huomioon karkenevuuteen (karkaistavuuteen), hitsattavuu-··· teen, matalaan DBTT.hen ja hintaan liittyvät näkökohdat. Kuten aikaisemmin •; ·.: 25 tässä selityksessä mainittiin, DBTTin alentamisen kannalta on oleellista, että ,*·*. BCC seostuslisäykset kokonaisuudessaan pidetään mahdollisimman pieninä.
, Mitä edulliseen kemiaan tulee, tavoitteet ja vaihteluvälit on asetettu sellaisiksi, * » että ne täyttävät tämän keksinnön nämä ja muut vaatimukset.
(3) Erinomainen hitsattavuus pienlämpöhitsausta käytettäessä 30 Tämän keksinnön mukaiset teräkset on suunniteltu pitäen silmällä erinomaista hitsattavuutta. Tärkein huolenaihe, erityisesti pienlämpötilahit- » · · .···. sauksen yhteydessä, on kylmähalkeilu tai vetyhalkeilu karkearakeissa HAZ:ssa. On havaittu, että esillä olevan keksinnön mukaisten terästen tapauk- • # * sessa kylmähalkeiluherkkyyteen vaikuttavat ratkaisevasti hiilipitoisuus ja "35 HAZ:n mikrorakenteen tyyppi, ei kovuus eikä hiilen vastine, joita on aikaisemmin pidetty ratkaisevina parametreinä. Kylmähalkeilun välttämiseksi, kun teräs 18 1 12380 on määrä hitsata olosuhteissa, joissa ei käytetä lainkaan tai käytetään vain pientä esikuumennusta [lämpötila alempi kuin noin 100 °C (212 °F)], edullinen yläraja hiilen lisäykselle on noin 0,1 painoprosenttia. Tässä käytettynä, rajoittamatta tätä keksintöä missään suhteessa, ’’pienlämpöhitsaus” tarkoittaa hitsaa-5 mistä niin, että kaarienergia on korkeintaan noin 2,5 kilojoulea/millimetri (kJ/mm) (7,6 kJ/ tuuma).
Alabainiitti- tai itsepäässeet sälemartensiittimikrorakenteet saavat aikaan erinomaisen vastustuskyvyn kylmähalkeilua kohtaan. Muiden seostus-alkuaineiden tasapaino tämän keksinnön mukaisissa teräksissä harkitaan huo-10 lellisesti karkenevuus- ja lujuusvaatimusten mukaan, jotta taataan näiden toivottujen mikrorakenteiden muodostuminen karkearakenteisessa HAZ:ssa.
Seostusalkuaineiden rooli teräslaatassa
Erilaisten seostusalkuaineiden rooli ja edulliset rajat niiden pitoisuuksille tätä keksintöä ajatellen esitetään alla.
15 Hiili (C) on yksi tehokkaimmista teräksessä käytettävistä, lujuutta lisäävistä alkuaineista. Se liittyy myös yhteen teräksessä läsnä olevien voimakkaiden karbidinmuodostajien kanssa, kuten Ti:n, Nb:n ja V:n kanssa, ja saa aikaan rakeiden kasvun inhibition ja erkautumislujittumisen. Hiili parantaa myös karkenevuutta, so. kykyä muodostaa kovempia ja lujempia mikrorakenteita 20 teräksessä jäähdytyksen aikana. Jos hiilipitoisuus on pienempi kuin noin 0,04 painoprosenttia, se ei yleensä riitä saamaan teräksessä aikaan toivottua lujit- .·· tumista, nimittäin suurempaa vetolujuutta kuin 830 MPa (120 ksi). Jos hiilipitoi- • · · » suus on suurempi kuin noin 0,12 painoprosenttia, teräs on yleensä herkkä kylmähalkeilulle hitsauksen aikana ja sitkeys on teräslevyssä ja sen HAZissa ... 25 pienempi hitsattaessa. Suunnilleen alueella 0,04- 0,12 painoprosenttia oleva hiilipitoisuus on edullinen, jotta saadaan aikaan toivottu lujuus ja HAZ:n mikro-'*··' rakenne, nimittäin itsepäässyttä sälemartensiittia ja alabainittia. Vielä edulli semmin yläraja hiilipitoisuudelle on noin 0,07 painoprosenttia.
.: Mangaani (Mn) on teräksissä käytettävä matriisilujite ja myötävai- :...· 30 kuttaa myös voimakkaasti karkenevuuteen. Mn:n lisäystä voidaan käyttää halutun, austeniittivanhennusta varten tarpeellisen bainiittimuutoksen viiveen .··. aikaansaantiin. 0,5 painoprosentin vähimmäismäärä Mn:a on edullinen ajatel-
Ien toivotun suuren lujuuden saavuttamista levyn paksuuden ollessa suurempi kuin noin 2,5 cm (1 tuuma), ja vähintään noin 1,0 painoprosenttia Mn:a on vie-' 35 lä edullisempi määrä. Liian suuri Μη-määrä voi kuitenkin olla sitkeyden kan nalta haitallinen, joten edullinen yläraja Mn.lle on esillä olevassa keksinnössä 1β 112380 noin 2,5 painoprosenttia. Tämä yläraja on myös edullinen keskiviivasegregaa-tion, jota pyrkii tapahtumaan runsasmangaanisissa ja jatkuvavalumenetelmällä tuotetuissa teräksissä, ja siitä seurauksena olevan mikrorakenteen ja ominaisuuksien epätasaisuuden paksuussuunnassa minimoimiseksi jokseen-5 kin. Edullisemmin yläraja Μη-pitoisuudelle on noin 1,8 painoprosenttia. Jos nikkelin pitoisuus nostetaan suuremmaksi kuin noin 3 painoprosenttia, toivottu suuri lujuus voidaan saavuttaa mangaania lisäämättä. Siksi, laveasti ymmärrettynä, korkeintaan noin 2,5 painoprosenttia mangaania on edullinen määrä.
Piitä (Si) lisätään teräkseen hapenpoistotarkoitusta varten, ja noin 10 0,01 painoprosentin vähimmäismäärä on edullinen tähän tarkoitukseen. Si on kuitenkin voimakas BCC stabilaattori ja nostaa siten DBTTitä, ja sillä on myös haitallinen vaikutus sitkeyteen. Näistä syistä, kun lisätään Siitä, Si:n edullinen yläraja on noin 0,5 painoprosenttia. Vielä edullisemmin yläraja Si-pitoisuudelle on noin 0,1 painoprosenttia. Pii ei ole aina välttämätön hapen poistamiseksi, 15 koska alumiini tai titaani kykenee hoitamaan saman tehtävän.
Niobia (Nb) lisätään edistämään teräksen mikrorakenteen valssattuna parantamisen rakeiden osalta edistämiseksi, mikä parantaa sekä lujuutta että sitkeyttä. Niobikarbidin erkautuminen kuumavalssauksen aikana auttaa hidastamaan rekristallisaatiota ja estämään rakeiden kasvua ja tarjoaa siten kei-20 non austeniittirakeiden parantamiseksi. Näistä syistä vähintään noin 0,02 painoprosenttia Nbia on edullinen. Nb on kuitenkin voimakas BCC stabilaattori ja nostaa siten DBTTitä. Liian suuri määrä Nbia voi kuitenkin olla hitsattavuuden
IM
•j* ja HAZ-sitkeyden kannalta haitallinen, joten noin 0,1 painoprosentin enimmäis- määrä on edullinen. Edullisemmin yläraja Nb-pitoisuudelle on noin 0,05 paino-25 prosenttia.
Titaani (Ti) on, kun sitä lisätään pieni määrä, tehokas hienojen • · ;;; titaaninitridi (TiN) -hiukkasten muodostamisessa, mikä parantaa raekokoa se- • · *·“* kä valssatussa rakenteessa että teräksen HAZissa. Siten teräksen sitkeys pa ranee. Tiia lisätään sellainen määrä, että massasuhde Ti/N on edullisesti noin ‘ V 30 3,4. Ti on voimakas BCC stabilaattori ja nostaa siten DBTTitä. Liika Ti pyrkii heikentämään teräksen sitkeyttä muodostamalla karkeampia TiN- tai titaani-karbidi (TiC) -hiukkasia. Ti-pitoisuus, joka on pienempi kuin noin 0,008 paino- ,*··. prosenttia, ei yleensä pysty saamaan aikaan riittävän pientä raekokoa ja si- • · ’’’ tomaan teräksessä läsnä olevaa N:ä TiNiksi, kun taas suurempi määrä kuin 35 noin 0,03 painoprosenttia voi aiheuttaa sitkeyden heikkenemisen. Edullisem- 20 112380 min teräs sisältää vähintään noin 0,01 painoprosenttia ja korkeintaan noin 0,02 painoprosenttia Ti:a.
Alumiinia (AI) lisätään tämän keksinnön mukaisiin teräksiin hapen-poistotarkoitusta varten. Vähintään noin 0,001 painoprosenttia Al:a on edulli-5 nen tähän tarkoitukseen, ja vähintään noin 0,005 painoprosenttia Al:a on vielä edullisempi. AI sitoo HAZiiin liuenneen typen. AI on kuitenkin voimakas BCC stabilaattori ja nostaa siten DBTTitä. Jos Al-pitoisuus on liian suuri, so. suurempi kuin noin 0,05 painoprosenttia, on taipumus muodostua alumiinioksidi (AI2O3) -tyyppiä olevia sulkeumia, joilla on taipumus olla teräksen ja sen HAZ:n 10 sitkeyden kannalta haitallisia. Vielä edullisemmin yläraja Al-pitoisuudelle on noin 0,03 painoprosenttia.
Molybdeeni (Mo) lisää teräksen karkenevuutta suorassa sammutuksessa, erityisesti boorin ja niobin kanssa yhdistettynä. Mo on myös toivottava austeniittivanhentamisen edistämiseksi. Näistä syistä vähintään noin 0,1 pai-15 noprosenttia Mo:ä on edullinen ja vähintään noin 0,2 painoprosenttia Mo:ä vielä edullisempi määrä. Mo on kuitenkin voimakas BCC stabilaattori ja nostaa siten DBTTitä. Liika Mo auttaa aiheuttamaan kylmähalkeilua hitsattaessa ja pyrkii myös heikentämään teräksen ja HAZ:n sitkeyttä, joten noin 0,8 painoprosentin enimmäismäärä Mo:ä on edullinen ja noin 0,4 painoprosentin enim-20 mäismäärä Mo:ä vielä edullisempi.
Kromilla (Cr) on taipumus lisätä teräksen karkenevuutta suorassa sammutuksessa. Pieninä lisäyksinä Cr johtaa austeniitin stabiloitumiseen. Cr *; parantaa myös korroosionkestävyyttä ja vastustuskykyä vedyn indusoimaa hal- ·· keilua (HIC) kohtaan. Samoin kuin Mo, liika Cr pyrkii aiheuttamaan kylmähal- 25 keilua hitsauksissa ja pyrkii heikentämään teräksen ja sen HAZ:n sitkeyttä, .joten Cr:a lisättäessä noin 1,0 painoprosentin enimmäismäärä Cr:a on edulli- • · nen. Vielä edullisemmin Cr:a lisättäessä Cr-pitoisuus on noin 0,2 - 0,6 paino- « > prosenttia.
, Nikkeli (Ni) on tärkeä seostuslisä esillä olevan keksinnön mukaisiin • · · ** ;’ 30 teräksiin halutun DBTT.n saavuttamiseksi, erityisesti HAZ:ssa. Se on yksi voi- makkaimmista teräksessä käytettävistä FCC stabilaattoreista. Nikkelin lisäämi- » :7: nen teräkseen tehostaa ristiliukumista ja alentaa siten DBTT:tä. Vaikkakaan ei * .··. samassa määrin kuin Mn- ja Mo-lisäykset, Niin lisääminen teräkseen edistää myös karkenevuutta ja siksi mikrorakenteen ja ominaisuuksien, kuten lujuuden » » ’"· 35 ja sitkeyden, tasaisuutta läpi koko paksuuden paksuissa osissa. Niin lisäystä voidaan käyttää myös halutun, austeniittivanhennusta varten tarpeellisen 21 112380 bainiittimuutoksen viiveen aikaansaantiin. Toivotun DBTT:n saavuttamiseksi hitsaus-HAZissa Niin vähimmäispitoisuus on edullisesti noin 1,0 painoprosenttia, edullisemmin noin 1,5 painoprosenttia. Koska Ni on kallis seostusalkuaine, teräksen Ni-pitoisuus on edullisesti pienempi kuin noin 3,0 painoprosenttia, 5 edullisemmin pienempi kuin noin 2,5 painoprosenttia, vielä edullisemmin pienempi kuin noin 2,0 painoprosenttia ja vieläkin edullisemmin pienempi kuin noin 1,8 painoprosenttia teräksen hinnan jokseenkin minimoimiseksi.
Kupari (Cu) on toivottava seostuslisä austeniitin stabiloimiseksi, jotta saadaan aikaan mikrolaminaattimikrorakenne. Tätä tarkoitusta varten lisä-10 tään edullisesti vähintään noin 0,1 painoprosenttia, edullisemmin vähintään noin 0,5 painoprosenttia, Cu:a. Kupari on myös tehokas FCC stabilaattori teräksessä ja kykenee myötävaikuttamaan DBTTin alenemiseen pieninä määrinä. Cu on myös hyödyllinen korroosionkestävyyden ja HlCin vastustuskyvyn kannalta. Suurempina määrinä Cu aiheuttaa liiallista erkautuskarkenemista ε-ku-15 parierkaumien kautta. Tämä erkautuminen voi, jos sitä ei kontrolloida oikealla tavalla, pienentää sitkeyttä ja nostaa DBTTitä sekä peruslevyssä että HAZissa. Suurempi Cu-määrä voi myös aiheuttaa haurastumista laatan valun ja kuuma-valssauksen aikana ja vaatia samanaikaisia Niin lisäyksiä sen lieventämiseksi. Edellä mainituista syistä Cuin edullinen yläraja on noin 1,0 painoprosenttia ja 20 vielä edullisempi yläraja noin 0,5 painoprosenttia.
Boori (B) voi pieninä määrinä lisätä suuresti teräksen karkenevuutta ja edistää sälemartensiitista, alabainiitista ja ferriitistä koostuvien teräksen mikrorakenteiden muodostumista ehkäisemällä yläbainiitin muodostumista sekä peruslevyssä että karkearakeisessa HAZissa. Tähän tarkoitukseen vaadi-- : 25 taan yleensä vähintään noin 0,0004 painoprosenttia B:a. Kun tämän keksin- .·. nön mukaisiin teräksiin lisätään booria, edullinen määrä on noin 0,0006- ,···, 0,0020 painoprosenttia ja yläraja noin 0,0010 painoprosenttia on vielä edulli- • t sempi. Boori ei ehkä kuitenkaan ole tarpeellinen lisä, jos muu seostus saa teräksessä aikaan riittävän karkenevuuden ja toivotun mikrorakenteen.
• · · • » 30 (4) Edullinen teräskoostumus, kun vaaditaan hitsauksen jälkeinen lämpökäsittely (PWHT) • · · ,···, PWHT toteutetaan tavallisesti korkeassa lämpötilassa, esimerkiksi > · korkeammassa kuin noin 540 °C (1 000 °F). PWHT:stä seuraava lämpöaltistus voi johtaa lujuuden menetykseen niin peruslevyssä kuin hitsaus-HAZissa 35 perusrakenteen elpymiseen liittyvän mikrorakenteen pehmenemisen (so. käsittelyn hyötyjen menetyksen) ja sementiittihiukkasten karkeutumisen johdosta.
22 112380 Tämän torjumiseksi perusteräksen edellä kuvattua kemiaa muunnetaan edullisesti lisäämällä pieni määrä vanadiinia. Vanadiinia lisätään erkautumislujittu-misen aikaansaamiseksi PWHT:ssä muodostamalla hienoja vanadiinikarbidi (VC) -hiukkasia perusteräkseen ja HAZ:iin. Tämä lujitus on tarkoitettu korvaa-5 maan suurin piirtein lujuuden menetys PWHT:ssä. Liiallista VC-lujitusta tulee kuitenkin välttää, koska se voi heikentää sitkeyttä ja nostaa DBTT:tä sekä pe-ruslevyssä että HAZ.ssa. Esillä olevassa keksinnössä noin 0,1 painoprosentin yläraja on edullinen V:lle näistä syistä. Alaraja on edullisesti noin 0,02 painoprosenttia. Edullisemmin teräkseen lisätään noin 0,03 - 0,05 painoprosenttia 10 V:a.
Tämä ominaisuuksien poikkeuksellinen yhdistyminen esillä olevan keksinnön mukaisissa teräksissä tarjoaa matalat kustannukset mahdollistavan teknologian tiettyihin matalalämpötilatoimintoihin, esimerkiksi maakaasun varastoimiseen ja kuljettamiseen matalissa lämpötiloissa. Nämä uudet teräkset 15 voivat tarjota merkittäviä materiaalikustannussäästöjä matalalämpötilasovel-luksissa tekniikan nykytasoa edustaviin kaupallisiin teräksiin verrattuina, jotka yleensä edellyttävät paljon suurempia nikkelipitoisuuksia (aina noin 9 painoprosenttiin saakka) ja joilla on paljon pienempi lujuus [pienempi kuin noin 830 MPa (120 ksi)]. Käytetään kemian ja mikrorakenteen suunnittelua DBTT:n 20 alentamiseksi ja tasaisten mekaanisten ominaisuuksien aikaansaamiseksi läpi koko paksuuden osissa, joiden paksuus on suurempi kuin noin 2,5 cm (1 tuuma). Näiden uusien terästen nikkelipitoisuus on edullisesti pienempi kuin j. noin 3 painoprosenttia, vetolujuus suurempi kuin 830 MPa (120 ksi), edullisesti • *« · suurempi kuin noin 860 MPa (125 ksi) ja edullisemmin suurempi kuin noin 25 900 MPa (130 ksi) ja sitkeä-haurastransitiolämpötila (DBTT) alempi kuin noin * · ... -73 °C (-100 °F) ja ne tarjoavat erinomaisen sitkeyden DBTT:ssä. Näillä uusilla teräksillä voi olla suurempi vetolujuus kuin noin 930 MPa (135 ksi) tai suurem- • · pi kuin noin 965 MPa (140 ksi) tai suurempi kuin noin 1 000 MPa (145 ksi). Näiden terästen nikkelipitoisuus voidaan nostaa suuremmaksi kuin noin 3 pai-• 30 noprosenttia, mikäli halutaan parantaa niiden ominaisuuksia hitsauksen jälkeen.
Kunkin 1 painoprosentin nikkelilisäyksen odotetaan alentavan teräksen .···, DBTT.tä noin 10 °C (18 °F). Nikkelipitoisuus on edullisesti alle 9 painoprosent- ϊ ; « tia, edullisemmin pienempi kuin noin 6 painoprosenttia. Edullisesti nikkelipitoi-suus minimoidaan teräksen hinnan saamiseksi mahdollisimman alhaiseksi.
I t t :>t>: 35 Vaikka edellä esille tuotua keksintöä on kuvattu käsittelemällä yhtä ; ! tai useampaa edullista suoritusmuotoa, tulisi käsittää, että muita muutoksia 112380 23 voidaan tehdä menemättä keksinnön piirin ulkopuolelle, joka esitetään seuraa-vissa patenttivaatimuksissa.
24 1 12380
Termisanasto
Aci-muutoslämpötila: lämpötila, jossa austeniittia alkaa muodostua kuumennuksen aikana;
Ac3-muutoslämpötila: lämpötila, jossa ferriitin muuttuminen austenii-5 tiksi päättyy kuumennuksen aikana; AI2O3: alumiinioksidi;
Ar3-muutoslämpötila: lämpötila, jossa austeniitti alkaa muuttua ferriitiksi jäähdytyksen aikana; BCC: tilakeskeinen kuutiollinen; 10 jäähdytysnopeus: jäähtymisnopeus keskellä tai suurin piirtein kes kellä levyä paksuussuunnassa; CRSS (kriittinen resolvoitu leikkausjännitys): teräksen luontainen ominaisuus, joka on herkkä sille, kuinka helposti dislokaatiot kykenevät liukumaan ristiin deformaation tapahtuessa, toisin sanoen teräksellä, jossa risti-15 liukuminen on helpompaa, on myös pieni CRSS ja siksi matala DBTT; kryogeeninen lämpötila: mikä tahansa lämpötila, joka on alempi kuin noin -40 °C (-40 °F); DBTT (sitkeä-haurastransitiolämpötila): rajaa pääpiirteittäin kaksi murtumissysteemiä rakenneteräksissä; lämpötiloissa, jotka ovat alempia kuin 20 DBTT, vaurioituminen pyrkii teräksessä ilmenemään pienenergialohkomurtu-mana (haurasmurtumana), kun taas lämpötiloissa, jotka ovat korkeampia kuin
» T
**·.* DBTT, vaurioituminen pyrkii teräksessä ilmenemään suurenergiasitkeämurtu- mana; FCC: pintakeskeinen kuutiollinen; ': * ·: 25 rae: yksittäinen kide monikiteisessä materiaalissa; i"‘i raeraja: metallissa esiintyvä kapea vyöhyke, joka vastaa siirtymää »» * . ·'1. yhdestä kristallografisesta orientaatiosta toiseen ja erottaa siten rakeen toises- I 1 j ta rakeesta; ; . HAZ: lämpövyöhyke; * < 30 HIC: vedyn indusoima halkeilu; ’ ; suurkulmaraja tai -rajapinta: raja tai rajapinta, joka toimii tehokkaasti suurkulmaraerajana, so. pyrkii poikkeuttamaan etenevän halkeaman tai mur-:' ‘ : tuman suunnastaan ja siten aiheuttamaan mutkittelevuutta murtuman reittiin; _. suurkulmaraeraja: raeraja, joka erottaa kaksi vierekkäistä raetta, ''' ’ * 35 joiden kristallografinen orientaatio poikkeaa toisistaan enemmän kuin noin 8°; HSLA: suurilujuuksinen, niukkaseosteinen; 25 1 12380 interkriittisesti uudelleenkuumennettu: kuumennettu (tai uudelleen-kuumennettu) lämpötilaan, joka on noin Acrmuutoslämpötilan ja noin AC3-muutoslämpötilan välillä; niukkaseosteinen teräs: teräs, joka sisältää rautaa ja yhteensä vä-5 hemmän kuin noin 10 painoprosenttia seostuslisäaineita; pienkulmaraeraja: raeraja, joka erottaa kaksi vierekkäistä raetta, joiden kristallografinen orientaatio poikkeaa toisistaan vähemmän kuin noin 8°; pienlämpöhitsaus: hitsaus niin, että kaarienergia on korkeintaan noin 2,5 kilojoulea/millimetri (kJ/mm) (7,6 kJ/tuuma); 10 MA: martensiitti-austeniitti;
Ms-muutoslämpötila: lämpötila, jossa austeniitin muuttuminen mar-tensiitiksi alkaa jäähdytyksen aikana; suurimmaksi osaksi: esillä olevan keksinnön kuvauksessa käytettynä tarkoittaa vähintään noin 50 tilavuusprosenttia; 15 edeltävä austeniitin raekoko: austeniitin keskimääräinen raekoko kuumavalssatussa teräslevyssä ennen valssausta lämpötila-alueella, jolla aus-teniitti ei rekristallisoidu; sammutus: esillä olevan keksinnön kuvauksessa käytettynä kiihdytetty jäähdytys millä tahansa keinolla, jossa käytetään hyväksi nestettä, joka 20 valitaan sillä perusteella, että sillä on taipumus lisätä teräksen jäähtymisnopeutta, sen sijaan, että teräs jäähdytettäisiin ilmassa ympäristön lämpötilaan; sammutuksenpäätöslämpötila (QST): korkein tai suurin piirtein kor-··· kein lämpötila, joka levyn pinnassa saavutetaan sammutuksen lopetuksen jäl- keen levyn keskeltä (paksuussuunnassa) siirtyneen lämmön johdosta; i 25 laatta: teräskappale, joka voi olla mitoiltaan millainen tahansa; * ·
Sv: suurkulmarajojen kokonaispinta-ala (rajapinnan kokonaisala) ti-:;; lavuusyksikköä kohden teräslevyssä; I t vetolujuus: maksimikuormituksen suhde alkuperäiseen poikkipinta-alaan vetokokeessa; : V 30 TiC: titaanikarbidi;
TiN: titaaninitridi; , Tnr-lämpötila: lämpötila, jonka alapuolella austeniitti ei rekristallisoi- ,··*, du; ja 1 » TMCP: termomekaaninen kontrolloitu valssauskäsitteiy.
I »
Claims (22)
1. Menetelmä sellaisen teräslevyn valmistamiseksi, jolla on mikrola-minaattimikrorakenne, joka käsittää edullisesti noin 2-10 tilavuusprosenttia austeniittikerroksia ja noin 90 - 98 tilavuusprosenttia suurimmaksi osaksi hie-5 norakeisesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista koostuvia säleitä, tunnettu siitä, että mainittu menetelmä käsittää seuraavat vaiheet: (a) teräslaatan kuumentamisen uudelleenkuumennuslämpötiiaan, joka on riittävän korkea (i) teräslaatan tekemiseksi suurin piirtein homogeeniseksi, (ii) suurin piirtein kaikkien teräslaatassa läsnä olevien niobi- ja vanadiini- 10 karbidien ja -karbonitridien liuottamiseksi ja (iii) hienojen lähtöausteniittirakei-den muodostamiseksi teräslaattaan; (b) mainitun teräslaatan paksuuden pienentämisen teräslevyn muodostamiseksi yhdellä tai useammalla kuumavalssauskerralla ensimmäisellä lämpötila-alueella, jolla austeniitti rekristallisoituu; 15 (c) mainitun teräslevyn pienentämisen edelleen yhdellä tai useam malla kuumavalssauskerralla toisella lämpötila-alueella, joka on noin Tnrläm-pötilan alapuolella ja noin Ar3-muutoslämpötilan yläpuolella; (d) mainitun teräslevyn sammuttamisen suunnilleen jäähdytysno-peudella 10- 40 °C/sekunti (18- 72 °F/s) sammutuksenpäätöslämpötilaan 20 (QST), joka on alempi kuin noin Ms-muutoslämpötila plus 100 °C (180 °F) ja korkeampi kuin noin Ms-muutoslämpötila; ja • * " : (e) mainitun sammutuksen lopettamisen, jotta helpotetaan mainitun •'1: teräslevyn muuttumista mikrolaminaattimikrorakenteeksi, joka käsittää noin 2 - • : 10 tilavuusprosenttia austeniittikerroksia ja noin 90 - 98 tilavuusprosenttia suu- 25 rimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista •... · koostuvia säleitä. :ti>:
2. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että mainittu uudelleenkuumennuslämpötila vaiheessa (a) on suunnilleen :*··; arvojen 955 °C ja 1 065 °C välillä (1 750 -1 950 °F). • I , 30
3. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, t u n n e 11 u siitä, että mainittujen vaiheen (a) lähtöausteniittirakeiden koko on pienempi kuin noin : 120 pm.
:: 4. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, ;" ’; että mainitun teräslaatan paksuutta pienennetään noin 30 - 70 % vaiheessa .!!!: 35 (b). 27 112380
5. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että mainitun teräslevyn paksuutta pienennetään noin 40 - 80 % vaiheessa (c).
6. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että se käsittää lisäksi vaiheen, jossa mainitun teräslevyn annetaan jäähtyä 5 ilmassa mainitusta sammutuksenpäästölämpötilasta ympäristön lämpötilaan.
7. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että se käsittää lisäksi vaiheen, jossa mainittua teräslevyä pidetään suurin piirtein isotermisesti mainitussa sammutuksenpäätöslämpötilassa korkeintaan noin 5 minuuttia.
8. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että se käsittää lisäksi vaiheen, jossa mainittua teräslevyä, joka on mainitussa sammutuksenpäästölämpötilassa, jäähdytetään hitaasti nopeudella, joka on pienempi kuin noin 1,0 °C/sekunti (1,8 °F/s), korkeintaan noin 5 minuutin ajan.
9. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, 15 että mainittu vaiheen (a) teräslaatta käsittää rautaa ja seuraavia seostusalku-aineita ilmoitettuina painoprosenttiosuuksina: noin 0,04 - 0,12 % C:tä, vähintään noin 1 % Ni:ä, noin 0,1 -1,0 % Cu:a, 20 noin 0,1 - 0,8 % Mo:ä, noin 0,02 - 0,1 % Nbia, '[[[· noin 0,008 - 0,03 % Tiia, : noin 0,001 - 0,05 % Alia ja noin 0,002 - 0,005 % N:ä. ....: 25
10. Patenttivaatimuksen 9 mukainen menetelmä, tunnettu sii- ,···, tä, että mainittu teräslaatta käsittää vähemmän kuin noin 6 painoprosenttia X! Niiä.
" ’ 11. Patenttivaatimuksen 9 mukainen menetelmä, tunnettu sii tä, että mainittu teräslaatta käsittää vähemmän kuin noin 3 painoprosenttia *' ·’ 30 Ni:ä ja lisäksi noin 0,5 - 2,5 painoprosenttia Mn:a.
12. Patenttivaatimuksen 9 mukainen menetelmä, tunnettu sii-tä, että mainittu teräslaatta käsittää lisäksi ainakin yhtä lisäainetta, joka vali-.··. taan ryhmästä, joka koostuu (i) korkeintaan noin 1,0 painoprosentista Cr:a, (ii) ; ’ korkeintaan noin 0,5 painoprosentista Siitä, (iii) noin 0,02 - 0,10 painoprosen- :: 35 tista Via ja (iv) korkeintaan noin 2,5 painoprosentista Mnia. 28 112380
13. Patenttivaatimuksen 9 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että mainittu teräslaatta käsittää lisäksi noin 0,0004 - 0,0020 painoprosenttia B:a.
14. Patenttivaatimuksen 1 mukainen menetelmä, tunnettu sii-5 tä, että vaiheen (e) jälkeen mainitulla teräslevyllä on alempi DBTT kuin noin -73 °C (-100 °F) sekä mainitussa peruslevyssä että sen HAZ:ssa ja suurempi vetolujuus kuin 830 MPa (120 ksi).
15. Teräslevy, jolla on mikrolaminaattimikrorakenne, joka käsittää edullisesti noin 2-10 tilavuusprosenttia austeniittikerroksia ja noin 90 - 98 tila- 10 vuusprosenttia suurimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hienora-keisesta alabainiitista koostuvia säleitä, ja jolla on suurempi vetolujuus kuin 830 MPa (120 ksi) ja alempi DBTT kuin noin -73 °C (-100 °F) sekä mainitussa teräslevyssä että sen HAZ:ssa, tunnettu siitä, että mainittu teräslevy valmistetaan uudelleenkuumennetusta teräslaatasta, joka käsittää rautaa ja seu-15 raavia seostusalkuaineita ilmoitettuina painoprosenttiosuuksina: noin 0,04 - 0,12 % C:tä, vähintään noin 1 % Ni:ä, noin 0,1 -1,0 % Cu:a, noin 0,1 - 0,8 % Mo:ä, 20 noin 0,02 - 0,1 % Nb:a, noin 0,008 - 0,03 % Ti:a, : noin 0,001 - 0,05 % Al:a ja noin 0,002 - 0,005 % N:ä.
16. Patenttivaatimuksen 15 mukainen teräslevy, tunnettu siitä, ! , : 25 että mainittu teräslaatta käsittää vähemmän kuin noin 6 painoprosenttia Ni:ä. _.
. 17. Patenttivaatimuksen 15 mukainen teräslevy, tunnettu siitä, ;;; että mainittu teräslaatta käsittää vähemmän kuin noin 3 painoprosenttia Ni:ä ja ’ · · ’ lisäksi noin 0,5 - 2,5 painoprosenttia Mn:a.
18. Patenttivaatimuksen 15 mukainen teräslevy, tunnettu siitä, : V 30 että se käsittää lisäksi ainakin yhtä lisäainetta, joka valitaan ryhmästä, joka :; koostuu (i) korkeintaan noin 1,0 painoprosentista Cr:a, (ii) korkeintaan noin 0,5 . * *. painoprosentista Siitä, (iii) noin 0,02 - 0,10 painoprosentista V:a ja (iv) korkein- , ’ ., taan noin 2,5 painoprosentista Mn:a.
19. Patenttivaatimuksen 15 mukainen teräslevy, tunnettu siitä, *’,.,: 35 että se käsittää lisäksi noin 0,0004 - 0,0020 painoprosenttia B:a. 29 112380
20. Patenttivaatimuksen 15 mukainen teräslevy, tunnettu siitä, että mainittu mikrolaminaattimikrorakenne optimoidaan halkeaman reitin mut-kittelevuuden jokseenkin maksimoimiseksi termomekaanisella kontrolloidulla valssauskäsittelyllä, joka saa aikaan suuren määrän suurkulmarajapintoja mai- 5 nittujen, suurimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista koostuvien säleiden ja mainittujen austeniittikerrosten välille.
21. Menetelmä teräslevyn halkeamanetenemisvastuksen parantamiseksi, tunnettu siitä, että mainittu menetelmä käsittää mainitun teräslevyn käsittelemisen sellaisen mikrolaminaattimikrorakenteen aikaansaamiseksi, 10 joka käsittää edullisesti noin 2-10 tilavuusprosenttia austeniittikerroksia ja noin 90 - 98 tilavuusprosenttia suurimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista koostuvia säleitä ja joka mikrolaminaattimikrorakenne optimoidaan halkeaman reitin mutkittelevuuden jokseenkin maksimoimiseksi termomekaanisella kontrolloidulla valssauskäsittelyllä, joka saa 15 aikaan suuren määrän suurkulmarajapintoja mainittujen, suurimmaksi osaksi hienorakeisesta martensiitista ja hienorakeisesta alabainiitista koostuvien säleiden ja mainittujen austeniittikerrosten välille.
22. Patenttivaatimuksen 21 mukainen menetelmä, tunnettu siitä, että mainitun teräslevyn mainittua halkeamanetenemisvastusta paranne- 20 taan edelleen ja mainitun teräslevyn HAZ:n halkeamanetenemisvastusta hitsattuna parannetaan lisäämällä vähintään noin 1,0 painoprosenttia Ni.ä ja vä-hintään noin 0,1 painoprosenttia Cu:a ja jokseenkin minimoimalla BCC stabi-l· loivien alkuaineiden lisääminen. * * « » * ititt I f » · f · • t t » · I » ' I I t 30 112380
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US6825297P | 1997-12-19 | 1997-12-19 | |
| US6825297 | 1997-12-19 | ||
| PCT/US1998/012705 WO1999032670A1 (en) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| US9812705 | 1998-06-18 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| FI20001440A FI20001440A (fi) | 2000-06-16 |
| FI112380B true FI112380B (fi) | 2003-11-28 |
Family
ID=22081370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| FI20001440A FI112380B (fi) | 1997-12-19 | 2000-06-16 | Ultralujia austeniittivanhennettuja teräksiä, joilla erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpötiloissa |
Country Status (44)
Families Citing this family (50)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DZ2527A1 (fr) * | 1997-12-19 | 2003-02-01 | Exxon Production Research Co | Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques. |
| US6254698B1 (en) * | 1997-12-19 | 2001-07-03 | Exxonmobile Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof |
| EP1174417B1 (en) * | 2000-02-29 | 2008-01-02 | Asahi Glass Company Ltd. | Fluorine compounds and water- and oil-repellant compositions |
| US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
| US7438477B2 (en) * | 2001-11-29 | 2008-10-21 | Ntn Corporation | Bearing part, heat treatment method thereof, and rolling bearing |
| EP1548145B1 (en) * | 2002-10-17 | 2006-05-03 | NTN Corporation | Roller cam follower for an engine |
| FR2847271B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| FR2847270B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| JP4718781B2 (ja) * | 2003-02-28 | 2011-07-06 | Ｎｔｎ株式会社 | トランスミッションの構成部品および円錐ころ軸受 |
| US7334943B2 (en) * | 2003-02-28 | 2008-02-26 | Ntn Corporation | Differential support structure, differential's component, method of manufacturing differential support structure, and method of manufacturing differential's component |
| JP2004301321A (ja) * | 2003-03-14 | 2004-10-28 | Ntn Corp | オルタネータ用軸受およびプーリ用軸受 |
| JP4152283B2 (ja) * | 2003-08-29 | 2008-09-17 | Ｎｔｎ株式会社 | 軸受部品の熱処理方法 |
| KR101062087B1 (ko) | 2003-12-19 | 2011-09-02 | 엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니 | 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 |
| WO2005066513A1 (ja) | 2004-01-09 | 2005-07-21 | Ntn Corporation | スラスト針状ころ軸受、カーエアコン・コンプレッサのスラスト荷重を受ける支持構造、オートマチックトランスミッションのスラスト荷重を受ける支持構造、無段変速機用の支持構造、およびマニュアルトランスミッションのスラスト荷重を受ける支持構造 |
| JP4540351B2 (ja) * | 2004-01-15 | 2010-09-08 | Ｎｔｎ株式会社 | 鋼の熱処理方法および軸受部品の製造方法 |
| CN100343408C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-10-17 | 鞍钢股份有限公司 | 高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法 |
| CN100350065C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-11-21 | 鞍钢股份有限公司 | 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法 |
| CN100350066C (zh) * | 2004-12-08 | 2007-11-21 | 鞍钢股份有限公司 | 高强韧性低碳贝氏体厚钢板及其生产方法 |
| US7214278B2 (en) * | 2004-12-29 | 2007-05-08 | Mmfx Technologies Corporation | High-strength four-phase steel alloys |
| CN1296509C (zh) * | 2005-03-10 | 2007-01-24 | 武汉钢铁(集团)公司 | 高强度易焊接时效硬化钢及其生产方法 |
| 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 |
| JP2007046717A (ja) * | 2005-08-10 | 2007-02-22 | Ntn Corp | ジョイント用爪付き転動軸 |
| CN101191174B (zh) * | 2006-11-20 | 2010-05-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法 |
| CN102301026B (zh) * | 2009-01-30 | 2014-11-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 |
| CA2750291C (en) * | 2009-01-30 | 2014-05-06 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof |
| CN102021489A (zh) * | 2009-09-15 | 2011-04-20 | 鞍钢股份有限公司 | 一种易焊接时效高强度钢及其热处理工艺 |
| JP5126326B2 (ja) * | 2010-09-17 | 2013-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN102011061A (zh) * | 2010-11-05 | 2011-04-13 | 钢铁研究总院 | 一种高性能含Cu钢及其热处理工艺 |
| KR101271974B1 (ko) * | 2010-11-19 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| DE102010056264C5 (de) * | 2010-12-24 | 2020-04-09 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zum Erzeugen gehärteter Bauteile |
| RU2584621C2 (ru) * | 2011-01-28 | 2016-05-20 | Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани | Металлы сварного шва с высокой вязкостью и превосходным сопротивлением пластическому разрыву |
| JP5348268B2 (ja) * | 2012-03-07 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN103215420B (zh) * | 2012-12-31 | 2015-02-04 | 西安石油大学 | 一种大变形管线钢双相组织的获取方法 |
| CN105102658B (zh) | 2013-04-15 | 2017-03-15 | 新日铁住金株式会社 | 热轧钢板 |
| KR101523229B1 (ko) * | 2013-11-28 | 2015-05-28 | 한국생산기술연구원 | 저온 특성이 향상된 금속 재료 및 그 제조방법 |
| WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
| EP2905348B1 (de) * | 2014-02-07 | 2019-09-04 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts |
| WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2016132542A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| ES2769224T3 (es) | 2015-02-25 | 2020-06-25 | Nippon Steel Corp | Chapa de acero laminada en caliente |
| WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| BR112019000766B8 (pt) | 2016-08-05 | 2023-03-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Chapa de aço |
| JP6358406B2 (ja) | 2016-08-05 | 2018-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びめっき鋼板 |
| US11655519B2 (en) | 2017-02-27 | 2023-05-23 | Nucor Corporation | Thermal cycling for austenite grain refinement |
| US11005154B2 (en) | 2017-04-11 | 2021-05-11 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Antennas in frames for display panels |
| CN110157867B (zh) * | 2019-04-29 | 2020-09-18 | 中国科学院金属研究所 | 一种大尺寸CrMo钢构件中白色异常组织的控制方法 |
| CN110230001B (zh) * | 2019-07-29 | 2020-07-03 | 东北大学 | 一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法 |
| CN110628993A (zh) * | 2019-10-16 | 2019-12-31 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种HB460MPa级高强度高韧性抗火切裂纹耐磨钢及其生产方法 |
| CN111286585B (zh) * | 2020-03-19 | 2022-02-08 | 紫荆浆体管道工程股份公司 | 一种超级贝氏体钢及其制备方法 |
| CN117403145B (zh) * | 2023-10-07 | 2024-06-11 | 清华大学 | 增材制造的超高强度钢及其制备方法 |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4512135A (en) * | 1982-06-12 | 1985-04-23 | The Mead Corporation | Locking mechanism for wrap-around cartons |
| JPS5913055A (ja) * | 1982-07-13 | 1984-01-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ステンレス鋼およびその製造方法 |
| NL193218C (nl) | 1985-08-27 | 1999-03-03 | Nisshin Steel Company | Werkwijze voor de bereiding van roestvrij staal. |
| JPS636284A (ja) * | 1986-06-26 | 1988-01-12 | Nachi Fujikoshi Corp | 多段ステツプ流体制御弁 |
| JPS6362843A (ja) * | 1986-09-03 | 1988-03-19 | Kobe Steel Ltd | 電気亜鉛めつきした高強度ベ−リングフ−プ |
| JP2510783B2 (ja) | 1990-11-28 | 1996-06-26 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れたクラッド鋼板の製造方法 |
| US5454883A (en) | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
| JP3550726B2 (ja) | 1994-06-03 | 2004-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| US5545269A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US5900075A (en) | 1994-12-06 | 1999-05-04 | Exxon Research And Engineering Co. | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US5531842A (en) | 1994-12-06 | 1996-07-02 | Exxon Research And Engineering Company | Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219) |
| US5545270A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability |
| JPH08176659A (ja) | 1994-12-20 | 1996-07-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| DE69608179T2 (de) * | 1995-01-26 | 2001-01-18 | Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo | Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit |
| DE69607702T2 (de) | 1995-02-03 | 2000-11-23 | Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| JP3314295B2 (ja) | 1995-04-26 | 2002-08-12 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP3423490B2 (ja) * | 1995-06-30 | 2003-07-07 | 東京電力株式会社 | ゴム・プラスチック電力ケ−ブル用接続部 |
| JPH09235617A (ja) * | 1996-02-29 | 1997-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 継目無鋼管の製造方法 |
| FR2745587B1 (fr) | 1996-03-01 | 1998-04-30 | Creusot Loire | Acier utilisable notamment pour la fabrication de moules pour injection de matiere plastique |
-
1998
- 1998-06-17 TW TW087109696A patent/TW454040B/zh not_active IP Right Cessation
- 1998-06-17 DZ DZ980140A patent/DZ2530A1/xx active
- 1998-06-18 CA CA002316970A patent/CA2316970C/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 SK SK869-2000A patent/SK8692000A3/sk unknown
- 1998-06-18 DE DE19882880T patent/DE19882880B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 CN CN98812446A patent/CN1098358C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 ES ES200050042A patent/ES2181566B1/es not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 SI SI9820088A patent/SI20276A/sl not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 AT AT0915398A patent/AT409267B/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 PE PE1998000527A patent/PE89299A1/es not_active Application Discontinuation
- 1998-06-18 NZ NZ505338A patent/NZ505338A/en unknown
- 1998-06-18 HU HU0101606A patent/HU224520B1/hu not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 KR KR10-2000-7006833A patent/KR100519874B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 TR TR2000/01796T patent/TR200001796T2/xx unknown
- 1998-06-18 ZA ZA9805321A patent/ZA985321B/xx unknown
- 1998-06-18 RU RU2000119125/02A patent/RU2203330C2/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 GE GEAP19985470A patent/GEP20043271B/en unknown
- 1998-06-18 UA UA2000074219A patent/UA59425C2/uk unknown
- 1998-06-18 US US09/099,153 patent/US6251198B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 WO PCT/US1998/012705 patent/WO1999032670A1/en not_active Application Discontinuation
- 1998-06-18 RO ROA200000628A patent/RO120413B1/ro unknown
- 1998-06-18 PL PL98341292A patent/PL341292A1/xx unknown
- 1998-06-18 TN TNTNSN98100A patent/TNSN98100A1/fr unknown
- 1998-06-18 ID IDW20001390A patent/ID25499A/id unknown
- 1998-06-18 CO CO98034681A patent/CO5060436A1/es unknown
- 1998-06-18 HR HR980345A patent/HRP980345B1/xx not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 BR BR9813689-5A patent/BR9813689A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 IL IL13684398A patent/IL136843A/en not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 EP EP98934146A patent/EP1047798A4/en not_active Withdrawn
- 1998-06-18 CH CH01229/00A patent/CH695315A5/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 GB GB0013634A patent/GB2346895B/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 AU AU83739/98A patent/AU739791B2/en not_active Ceased
- 1998-06-18 JP JP2000525584A patent/JP2001527153A/ja active Pending
- 1998-06-18 YU YU37600A patent/YU37600A/sh unknown
- 1998-06-19 AR ARP980102965A patent/AR013109A1/es unknown
- 1998-06-20 EG EG71198A patent/EG22915A/xx active
- 1998-06-20 MY MYPI98002811A patent/MY119642A/en unknown
- 1998-10-25 GC GCP199823 patent/GC0000036A/xx active
-
2000
- 2000-06-15 OA OA1200000171A patent/OA11424A/en unknown
- 2000-06-16 SE SE0002244A patent/SE523757C2/sv not_active IP Right Cessation
- 2000-06-16 DK DK200000938A patent/DK175995B1/da not_active IP Right Cessation
- 2000-06-16 FI FI20001440A patent/FI112380B/fi not_active IP Right Cessation
- 2000-06-19 NO NO20003174A patent/NO20003174L/no not_active Application Discontinuation
- 2000-07-18 BG BG104624A patent/BG104624A/xx unknown
Also Published As
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| FI112380B (fi) | Ultralujia austeniittivanhennettuja teräksiä, joilla erinomainen sitkeys kryogeenisissä lämpötiloissa | |
| FI112381B (fi) | Ultralujia kaksifaasiteräksiä, joilla on erinomainen kryogeenisen lämpötilan sitkeys | |
| US6159312A (en) | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| KR100664890B1 (ko) | 강판, 이의 제조방법, 이의 균열 전파 저항성을 향상시키는 방법 및 오스테나이트 결정 길이 대 오스테나이트 결정 두께의 평균 비를 조절하는 방법 | |
| AU8151198A (en) | Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| CZ20002140A3 (cs) | Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot | |
| CZ20002141A3 (cs) | Ultravysoce pevné dvoufázové oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot | |
| MXPA00005795A (en) | Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| MXPA00005794A (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM | Patent lapsed |