NO320153B1

NO320153B1 - Stal med hoy seighet og hoy strekkfasthet, samt fremgangsmate for fremstilling

Info

Publication number: NO320153B1
Application number: NO19980776A
Authority: NO
Inventors: Masahiko Hamada; Kazuki Fujiwara; Shuji Okaguchi; Yu-Ichi Komizo
Original assignee: Sumitomo Metal Ind
Priority date: 1997-02-25
Filing date: 1998-02-24
Publication date: 2005-10-31
Also published as: NO980776L; NO980776D0; CA2230396C; US6045630A; CA2230396A1; DE69800029D1; EP0861915B1; US6183573B1; EP0861915A1; DE69800029T2

Description

Den foreliggende oppfinnelse angår stål med høy strekkfasthet som anvendes i ledningsrør for leding av naturgass og råolje og i forskjellige trykkbeholdere

og liknende, og spesielt stål med høy strekkfast og med utmerket evne til å bremse utbredelsen av kløvningsbrudd, utmerkede egenskaper ved en sveiset sam-menføyning og en strekkfasthet (TS) på ikke under 900 MPa.

Når det gjelder rørledninger for leding av naturgass, råolje og liknende over lange avstander har man fokusert sine anstrengelser på forbedring i ledingseffek-tiviteten ved øking av matingstrykket («running pressure»). En mulig måte til å gjø-re en rørledning i stand til å motstå en økning i matingstrykk er å øke veggtykkelsen hos et stålmateriale med vanlig styrkekvalitet som anvendes for røret. Imidlertid fører denne metode til en reduksjon i effektiviteten av sveisingen på bearbei-dingsstedet og en reduksjon i rørledningkonstruksjons-effektiviteten på grunn av en økning i strukturvekten. Det har derfor vært økende behov for begrensing av en økning i veggtykkelsen hos stålrøret ved forbedring av styrken av stålprodukter som anvendes for røret. Som ett tiltak for å oppfylle dette behov har American Petroleum Institute (API) nylig standardisert stål med X80-kvalitet, og dette stålmateriale er blitt anvendt i praksis. Koden «X80» representerer en flytegrense (YS) på ikke under ca. 551 MPa.

Videre har det vært foreslått flere metoder for fremstilling av høystyrke-stål av X100- eller X120-kvalitet basert på teknikken for fremstilling av X80-stålkvali-

tet. Det har spesifikt vært foreslått stål av X100-X120-kvalitet hvis styrke oppnås ved at man gjør bruk av Cu-utfellingsherding og en fremgangsmåte for fremstilling av det (japanske utlagte patentsøknader (kokai) nr. 8-104922, 8-209287 og 8-209288) samt stål med øket Mn-innhold og en fremgangsmåte for fremstilling av dette (japanske utlagte patentsøknader (kokai) nr. 8-209290 og 8-209291).

Førstnevnte stålprodukter, som fremstilles ved anvendelse av utfellingsherding, har riktignok utmerket felt-sveisbarhét og høy basismetallstyrke, siden hard-heten reduseres i den varmepåvirkede sone av en sveiset sammenføyning. På grunn av Cu-utfellinger dispergert i matriksen fås det imidlertid ikke tilstrekkelig bremseevne for utbredelse av kløvningsbrudd (i det følgende omtalt som «bremseevne»). Bremseevnen er en egenskap som er nødvendig hos stålprodukter for forhindring av en katastrofal virkning hvor en sveiset stålstruktur plutselig vil falle sammen på grunn av kløvningsbrudd.

Vanligvis tar man ved utforming av en sveiset strålstruktur hensyn tii tilstedeværelse av en viss grad av defekter hos sveisede sammenføyninger. Selv når et kløvningsbrudd starter fra en defekt som finnes i en sveiset sammenføyning, kan en katastrofe forhindres hvis basismetallet kan bremse utbredelsen av kløv-ningsbruddet. Når det gjelder en stor sveiset stålstruktur, må følgelig sveisede sammenføyninger ha den nødvendige anti-sprekkbegynnelsesegenskap (i det føl-gende omtalt som «begynnelsesegenskap»), og basismetallet må ha den nød-vendige bremseevne. I noen tilfeller må selvfølgelig begynnelsesegenskapene fordres for basismetallet. Begynnelsesegenskap og bremseevne er verken uav-hengig av eller uten forbindelse med hverandre. Når det for eksempel gjelder det tilfelle hvor det bevirkes herding ved sammenhengende utfelling av utfelninger, forringes begge egenskaper. En annen faktor - for eksempel raffinering av mikrostruktur - bevirker en høy effekt når det gjelder forbedring av begynnelsesegenskap, men bare en liten (ikke null) effekt når det gjelder forbedring av bremseevne. Ved diskutering av disse to egenskaper må det bemerkes at en viss skår-slagsprøve gir et prøveresultater som gjenspeiler de to egenskaper. Charpy-skårslagsprøven gir et prøveresultat som gjenspeiler disse to egenskaper, men sies å gjenspeile begynnelsesegenskapen i større grad. For oppnåelse av et prø-veresultat som bare gjenspeiler bremseevne må det anvendes DWTT eller en dobbelt strekkprøve, som vil bli beskrevet senere i eksempeldelen, eller en liknende prøve. Ved slike prøver anvendes et forholdsvis stort prøvestykke hvor én del hvor et kløvningsbrudd starter, og én del hvor et kløvningsbrudd bremses, er atskilt fra hverandre. Historisk er disse to egenskaper ikke blitt holdt atskilt fra hverandre, og en egenskap oppnådd ved Charpy-skårslagsprøven eller liknende er blitt omtalt som «seighet». Selv på det nåværende tidspunkt innbefatter såkalt seighet normalt bremseevne og begynnelsesegenskap. I det foreliggende angir seighet, dersom ikke annet er angitt, både bremseevne og begynnelsesegenskap.

Stål med høyt Mn-innhold, beskrevet i japansk utlagt patentsøknad (kokai) nr. 8-209290 kan anta den nødvendige herdbarhet ved at det inneholder en stor mengde Mn, som er forholdsvis rimelig, hvorved anvendelsen av Ni og Mo, som er kostbare legeringselementer, reduseres. Når imidlertid manganinnholdet økes og nikkelinnholdet reduseres, vil en sveiset sammenføyning ikke anta den nødvendi-ge begynnelsesegenskap, og basismetallet vil ikke anta den nødvendige bremseevne. Et stålprodukt som et basismetall, som har forholdsvis lav bremseevne, kan

ikke anvendes for en viktig sveiset stålstruktur, og anvendelser av dette er således begrenset.

«Egenskaper hos sveiset sammenføyning» innbefatter seigheten, spesielt både «begynnelsesegenskap» og «styrke» hos en sveiset sammenføyning. En «sveiset sammenføyning» angir normalt både varmepåvirket sone (innbefattende såkalt «binding»; i det følgende forkortet til HAZ) og sveisemetall. Dersom ikke annet er angitt, angir en sveiset sammenføyning i det følgende imidlertid kun HAZ.

De ovennevnte ledningsrør planlegges anvendt ved høytrykksdrift i nær fremtid. Ved fremstilling for slike anvendelser har det vært behov for stålprodukt med X120-kvalitet med nødvendig bremseevne. Stål av X120-kvalitet må ha en YS på ikke mindre enn 850 MPa. I dette tilfelle blir TS for et slikt stål 900 MPa eller høyere. Stålprodukter for ledningsrøranvendelse med en slik styrkegrad og tilstrekkelig bremseevne er ennå ikke blitt tatt i bruk i praksis.

Et formål med den foreliggende oppfinnelse er å tilveiebringe stål med høy strekkfasthet og med utmerket bremseevne, utmerket begynnelsesegenskap ved sammenføyning ved sveising, samt en TS på ikke mindre enn 900 MPa, samt en fremgangsmåte for fremstilling av dette. Spesifikk målytelse vil bli beskrevet nedenfor. Prøvestykker og beskaffenheten av prøvene, spesielt DWTT («Drop Weight Tear Test») for vurdering av bremseevnen vil bli beskrevet i eksempeldelen.

1. Ytelse av basismetall

TS: Ikke under 900 MPa (det er ingen spesiell øvre grense for TS, men ca.

1050 MPa kan anvendes som øvre standardgrense).

Bremseevne: 85% FATT (fiberutseende-overgangstemperatur) målt ved DWTT er ikke høyere enn -30°C.

Begynnelsesegenskap: vE-40 (absorbert energi ved -40°C) > 150 J, målt ved 2 mm-V-skår Charpy-skårslagsprøve.

2. Sveiseytelse

TS for sveiset sammenføyning: Ikke under 900 MPa Begynnelsesegenskap: vE - 20 > 150 J, målt ved 2 mm-V-skår Charpy-skårslagsprøven utført for HAZ

Felt-sveisbarhet: Temperatur for forhindring av sprekking målt ved y-fugehindrings-sprekkprøving er ikke høyere enn romtemperatur.

I et forsøk på oppnåelse av stål med høy strekkfasthet med en TS på ikke under 900 MPa, utmerket bremseevne og utmerkede egenskaper hos en sam-menføyning ved sveising ved en forholdsvis stor varmeinnføring (3-10 kJ/mm) har oppfinnerne av den foreliggende oppfinnelse undersøkt forskjellige ståltyper med forskjellige sammensetninger og mikrostrukturer, og har stadfestet følgende.

a) Ved et innhold av Ni på over 1,2 vekt% kan selv stål med høy strekkfasthet, med en TS på ikke mindre enn 900 MPa, anta utmerket bremseevne og

utmerket seighet i HAZ.

b) Kjemisk sammensetning må være underkastet følgende begrensninger. Når det gjelder stålprodukter med forholdsvis liten tykkelse, settes den øvre grense for karbon-ekvivalent i henhold til tilstedeværelse eller fravær av B for unn-gåelse av for sterk herding, dvs. en for stor vblumprosentandel av martensitt, så som 100% martensitt. Dessuten settes den nedre grense for karbon-ekvivalent i henhold til tilstedeværelse eller fravær av B for oppnåelse av nødvendig styrke. c) For forbedring av bremseevnen hos basismetall er det ønskelig å an-vende den blandede struktur av lavere bainitt og martensitt som er blandet i et

hensiktsmessig forhold. For raffinering av den blandede strukturen bør videre dislokasjonsdensitet opphopet ved bearbeidelse være høy nok til at kjernedensiteten av lavere bainitt øker. Således settes sideforholdet for tidligere («prior») austenitt-kom (i det følgende kan «austenitt» bli angitt som «y»), som har god overensstemmelse med dislokasjonsdensitet, til ikke under 3.

Hovedformålet med den foreliggende oppfinnelse fullføres basert på ovennevnte funn og forsøk utført på produksjonsstedet, og er å tilveiebringe følgende stål med høy strekkfasthet og følgende fremgangsmåte for fremstilling av dette.

(1) Et stål med høy strekkfasthet, med en strekkfasthet på ikke under 900 MPa og innbefattende følgende legeringselementer på vektprosentbasis: C: 0,02-0,1%; Si: ikke mer enn 0,6%; Mn: 0,2-2,5%; Ni: mer enn 1,2%, men ikke mer enn 2,5%; Nb: 0,01-0,1%; Ti: 0,005-0,03%; N: 0,001-0,006%; Al: ikke mer enn 0,1%; Cu: 0-0,6%; Cr: 0-0,8%; Mo: 0-0,6%; V: 0-0,1%; og Ca: 0-0,006% og resten Fe og tilfeldige forurensninger; idet betingelse (a) eller (b) nedenfor er oppfylt, og

P og S blant uunngåelige forurensninger finnes henholdsvis i en mengde på ikke mer enn 0,015% og ikke mer enn 0,003%: (a) B finnes i en mengde på 0-0,0004% og karbon-ekvivalentverdien Cekv som definert ved likning 1) nedenfor er 0,53-0,7%; og (b) B finnes i en mengde på mer enn 0,0004%, men ikke mer enn 0,0025%, og karbon-ekvivalentverdien Cekv som definert ved likning 1) nedenfor er 0,4-0,58%:

1): Cekv = C + (Mn/6) + {(Cu + Ni)/15} + {(Cr + Mo + V)/5}

hvor hvert atomsymbol representerer innholdet (vekt%) av det tilsvarende ele-ment.

(2) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (1), idet Mn finnes i en mengde på ikke mindre enn 0,2 vekt%, men mindre enn 1,7 vekt%, og betingelse (a) er oppfylt. (3) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (2), hvor mikrostrukturen oppfyller følgende-betingelse (c): (c) : en blandet struktur av martensitt og lavere bainitt som opptar minst 90 volum% i mikrostrukturen; lavere bainitt som opptar minst 2% i den blandede struktur; og hvor sideforholdet hos tidligere y-korn ikke er mindre enn 3. (4) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (1), hvor Mn finnes i en mengde på ikke mindre enn 0,2 vekt%, men mindre enn 1,7 vekt%, og betingelse (b) er oppfylt. (5) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (4), hvor mikrostrukturen oppfyller betingelse (c) beskrevet ovenfor. (6) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (1), hvor Mn finnes i en mengde på 1,7-2,5 vekt% og betingelse (a) er oppfylt. (7) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (6), hvor mikrostrukturen oppfyller betingelse (c) beskrevet ovenfor. (8) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (1), hvor Mn finnes i en mengde på 1,7-2,5 vekt% og betingelse (b) er oppfylt. (9) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (8), hvor mikrostrukturen oppfyller betingelse (c) beskrevet ovenfor. (10) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (1), (2), (4), (6) eller (8), hvor verdien for Vs som definert ved likning 2) nedenfor er 0,10-0,42%. 2): Vs = C + (Mn/5) + 5 P - (Ni/10) - (Mo/15) + (Cu/10), hvor hvert atomsymbol representerer innholdet av det (vekt%). (11) Et stål med høy strekkfasthet som beskrevet ovenfor under (3), (5), (7) eller (9), hvor verdien for Vs som definert ved likning 2) er 0,10-0,42%.

(12) En fremgangsmåte for fremstilling av et stål med høy strekkfasthet

som beskrevet ovenfor under (3), (5), (7), (9) eller (11), omfattende følgende trinn: Oppvarming av en stålplate til en temperatur på 1000-1250°C; valsing av stålplaten til en stålplate slik at den opphopede reduksjonsandel av yved ikke-omkrystallisasjonstemperatursonen ikke blir under 50%; avslutting av valsingen ved en temperatur på over Ar3-punktet; og avkjøling av stålplaten fra temperaturen over Ar3-punktet til en temperatur på ikke over 500°C ved en kjølehastighet på fra 10°C pr. sek. til 45°C pr. sek., målt i sentrum i tykkelsesretningen for stålplaten.

(13) En fremgangsmåte for fremstilling av et stål med høy strekkfasthet

som beskrevet ovenfor under (12), som videre innbefatter et trinn for aiiløping

(«tempering») ved en temperatur som ikke er høyere enn Acrpunktet. *

De ovenfor beskrevne ståltyper med høy strekkfasthet angir hovedsakelig stålplater, men er ikke begrenset til dette og kan angi varmvalsede ståltyper eller stangstål. De ovenfor beskrevne ståltyper med høy strekkfasthet omfatter dessuten ikke bare ståltyper som inneholder legeringselementer i de ovenfor beskrev-

ne innholdsområder, men også ståltyper som i tillegg til legeringselementene inneholder elementer kjent som sporelementer, som ikke gir noen forandring av be-tydning når det gjelder stålets ytelse.

Den gjennomsnittlige mikrostrukturtilstand må oppfylle betingelse (C) for overflatelaget, ved Va av platetykkelsen og ved !4 av platetykkelsen.

Andre restfaser enn den blandede strukturen av martensitt og lavere bainitt er rest-y, høyere («upper») bainitt og andre mindre betydelige faser. Når rest-y finnes i mikrostrukturen, kan profilen for det oppnådd ved røntgendiffraksjon ana-lyseres for kvantifisering. Imidlertid er volumprosentandelen av rest-y vanligvis ubetydelig.

For å måle volumprosentandelen av den blandede strukturen av martensitt og lavere bainitt observeres et tynt prøvestykke ved hjelp av transmisjonselekt-ron-mikroskopering, eller det observeres en ekstrahert replika ved hjelp av et elektronmikroskop. En ekstrahert replika er spesielt egnet på grunn av at den mu-liggjør en tydelig identifisering av forskjellen i utfelningsformen av karbider (cementitt) i martensitt eller lavere bainitt. Videre muliggjør en ekstrahert replika observering av ikke bare et lokalt område, men også over et forholdsvis vidt område.

For å måle den gjennomsnittlige prosentandelen av den blandede struktur

av martensitt og lavere bainitt i forbindelse med hele mikrostrukturen ved anvendelse av en ekstrahert replika er det ønskelig å beregne gjennomsnittet av pro-sentverdier oppnådd ved fra 10 til 30 synsfelter observert med en forstørrelse på

ca. 2000. Observeringen av et tynt prøvestykke ved hjelp av transmisjonselekt-ronmikroskopi muliggjør nøyaktig måling, men fordrer høyere forstørrelse. Følgelig blir dekningen av et enkelt synsfelt snevrere. Ved observering ved transmisjons-elektronmikroskopering er det således foretrukket å observere 50-100 synsfelter for oppnåelse av den riktige gjennomsnittlige prosentandel.

En tidligere y-korngrense angir komgrensen for ikke-krystalliserte y-kom

hvor omvandlingen til den forannevnte blandede struktur skjer umiddelbart. Når den blandede strukturen dannes som hovedfase (dersom det ikke dannes pro-eutektoid ferritt), identifiseres den tidligere y-komgrense tydelig selv etter omvandlingen. Sidefomoldet for den tidligere y-korngrense er også representert i form av en gjennomsnittlig verdi. Sideforholdet angir en verdi oppnådd ved dividering av lengden (hoved-diameter) av et tidligere y-kom målt i valseretningen med bredden (minste diameter) av et tidligere y-kom målt i retningen for platetykkelsen.

«Ikke-omkrystallisasjons-temperatursonen» angir en temperatursone hvor krystaller som er deformert ved valsing, ikke tydelig omkrystalliseres. Når det gjelder en Nb-holdig ståltype med en TS på ikke mindre enn 900 MPa ifølge den foreliggende oppfinnelse er ikke-omkrystallisasjons-temperatursonen en temperatursone som ikke er høyere enn 950°C. Følgelig angir den «opphopede reduksjonsandel ved ikke-omkrystallisasjons-temperatursonen» en verdi oppnådd ved dividering av mengden (platetykkelse ved 950°C - ferdig platetykkelse) med platetykkelsen ved 950°C.

Det vises nå til tegningene.

Fig. 1 er en tabell som viser en del (hovédelementer) av den kjemiske sammensetningen av stål med høy strekkfasthet anvendt i eksemplene. Fig. 2 er en tabell som viser en del (valgfrie elementer) av den kjemiske sammensetningen av stål med høy strekkfasthet anvendt i eksemplene. Fig. 3 er en tabell som viser en fremgangsmåte for fremstilling av stålet med høy strekkfasthet anvendt i eksemplene. Fig. 4 er en oversikt som viser mikrostrukturen av stålmaterialet med høy strekkfasthet anvendt i eksemplene. Fig. 5 er en tabell som viser prøveresultatet for stålet med høy strekkfasthet anvendt i eksemplene.

Grunnen til de ovenfor beskrevne begrensninger anvendt ved den foreliggende oppfinnelse vil nå bli beskrevet. I den følgende beskrivelse antas stål med høy strekkfasthet å være en stålplate eller varmvalset stålspiral. 1. Legeringselementer «%» i forbindelse med innholdet av et legeringselement angir «vekt%».

C: 0,02-0,1%

C er effektivt for øking av styrken. For at stålmaterialet ifølge den forelig^-gende oppfinnelse skal ha en TS på ikke under 900 MPa, må karboninnholdet ikke være under 0,02%. Hvis imidlertid karboninnholdet er over 0,1%, blir ikke ba-re bremseevnen hos basismetallet og begynnelsesegenskapen forringet, men felt-sveisbarheten er også betydelig forringet. Den øvre grense for karboninnholdet bestemmes derfor til 0,1%. For ytterligere forbedring av styrken og bremseevnen er karboninnholdet fortrinnsvis fra 0,04 til 0,085%.

Si: ikke mer enn 0,6%

Si har høy deoksidasjonseffekt. Hvis silisiuminnholdet er 0, øker tapet av Al under deoksidasjonen. Følgelig er den nedre grense for silisiuminnholdet fortrinnsvis for eksempel ca. 0,01%. Hvis, i motsetning til dette, silisiuminnholdet er over 0,6%, blir ikke bare seigheten i HAZ redusert, men formbarheten forringes også. Den øvre grense for silisiuminnholdet bestemmes derfor til 0,6%. For ytterligere forbedring av seigheten i HAZ er silisiuminnholdet fortrinnsvis ikke høyere enn 0,3%. Når det antas en tilstrekkelig TS ved tilsetning av andre elementer, er silisiuminnholdet fortrinnsvis ikke høyere enn 0,1%.

Mn: 0,2-2,5%

Mn er effektivt til øking av styrken og tilsettes således i en mengde på ikke mindre enn 0,2% for oppnåelse av en fordret styrke. Hvis imidlertid manganinnholdet er over 2,5%, forringes basismetallets bremseevne og begynnelsesegenskapen i HAZ. Når det gjelder stål med høy strekkfasthet, med en TS på ikke under 900 MPa, er følgelig manganinnholdet begrenset til ikke høyere enn 2,5%. Dessuten akselererer et for høyt innhold av Mn segregeringen under størkning ved støpeprosessen. Når det spesielt gjelder stål med høy strekkfasthet ifølge den foreliggende oppfinnelsen, bevirker et for høyt innhold av Mn sveisesprekking og defekter forårsaket av hydrogen. Tilsetting av Mn i en mengde på over 2,5% må derfor unngås.

Når manganinnholdet er begrenset til under 1,7%, er dessuten sentrumssegregeringen betydelig redusert. Ved anvendelse i et miljø hvor det er sannsynlig at hydrogen-bevirket sprekking langs en sentrumssegregeringsdel vil skje, foreligger følgelig Mn i en mengde på under 1,7%. Når det gjelder stål for anvendelse i ledningsrør, anvendes det meget vanlig et manganinnhold på under 1,7%. Ved anvendelse i andre strukturer er et manganinnhold på 1,7-2,5% fordelaktig øko-nomisk sett.

Ni: mer enn 1,2%, men ikke mer enn 2,5% Ni er effektivt for øking av styrken og for forbedring av seigheten, spesielt bremseevnen. Ni er dessuten spesielt betydelig effektivt for forbedring av seigheten i HAZ ved regulering av formen for utfelling av karbider i HAZ. Følgelig må nikkelinnholdet være over 1,2%. Hvis imidlertid nikkelinnholdet er over 2,5%, blir herdingen for sterk for platetykkelsesområdet for ledningsrør; følgelig dannes det ikke noe lavere bainitt. Effekten av dividering av y-korn med lavere bainitt oppnås derfor ikke, noe som fører til mangel på forbedring av basismetailseigheten. Nikkelinnholdet bestemmes derfor til ikke høyere enn 2,5%.

Nb: 0,01-0,1%

Nb er effektivt for raffinering av y-kom under termomekanisk behandling og finnes således i en mengde på ikke under 0,01%. Hvis imidlertid niobium-innholdet er over 0,1 %, blir ikke bare seigheten i HAZ forringet, men felt-sveisbarheten blir også forringet i betydelig grad. Den øvre grense for niobium-innholdet bestemmes derfor til 0,1%. For raffinering av mikrostrukturen hos basismetallet og forbedring av seigheten i HAZ er niobium-innholdet fortrinnsvis 0,02-0,05%.

Ti: 0,005-0,03%

Ti er effektivt for hindring av veksten av y-kom under oppvarming av en plate og foreligger således i en mengde på ikke under 0,005%. Spesielt når det gjelder Nb-holdig stål foreligger Ti effektivt i en spormengde på ikke under 0,005% for hemming av dannelsen av sprekker i overflaten av en kontinuerlig støpt plate, som ellers ville bli akselerert ved tilsetting av Nb. Hvis derimot titaninnholdet er høyere enn 0,03%, blir TiN grovt, hvorved y-korn-raffineringseffekten oppheves. Titaninnholdet bestemmes derfor til ikke høyere enn 0,03%.

N: 0,001-0,006%

N er bundet til Ti under dannelse av TiN, hvorved veksten av y-kom under plate-gjenoppvarming og sveising hemmes. For oppnåelse av en slik effekt bestemmes den nedre grense for nitrogeninnholdet til 0,001 %. På den annen side forårsaker en økning i N en forringelse av platekvaliteten og en forringelse av seigheten av HAZ på grunn av en økning av N i den faste løsningen. Den øvre grense for nitrogeninnholdet bestemmes derfor til 0,006%.

Al: ikke mer enn 0,1%

Al tilsettes normalt til smeltet stål som deoksideringsmiddel. Med unntak av Al i oksidform, finnes Al i størknet stål i form av solAI så som Al i fast løsning av AIN. AIN virker effektivt ved raffinering av mikrostrukturen. For forbedring av basismetallseigheten foreligger Al således fortrinnsvis i en mengde på ikke under 0,005%. Siden imidlertid et for høyt innhold av Al forårsaker grovgjøring av inneslutninger så som oksider og således forringer renheten av stål, og dessuten forringer seigheten i HAZ, bestemmes den øvre grense for aluminiuminnholdet til 0,1%. For oppnåelse av gunstig begynnelsesegenskap i HAZ er den øvre grense fortrinnsvis 0,06%, mer foretrukket 0,05%.

Cu: 0-0,6%

Cu kan utelates. Siden Cu er effektivt for øking av styrken, tilsettes det

imidlertid til stål hvis karboninnhold gjøres lavere for anvendelse i et miljø hvor det er sannsynlig at sveisesprekking vil skje, og som likevel må ha en nødvendig styrke. Hvis kobberinnholdet er under 0,2%, er effekten av øking av styrken svak. Når Cu skal tilsettes, er kobberinnholdet følgelig fortrinnsvis ikke mindre enn 0,2%.

Hvis derimot kobberinnholdet er over 0,6%, forringes seigheten. Den øvre grense for kobberinnholdet bestemmes derfor til 0,6%. For forbedring av seigheten er videre kobberinnholdet fortrinnsvis ikke høyere enn 0,4%.

Cr: 0-0,8%

Cr kan utelates. Men siden Cr er effektivt for øking av styrken, tilsettes det når karboninnholdet må reduseres for forbedring av styrken. Hvis krominnholdet er under 0,15%, fremkommer ikke effekten tilstrekkelig. Når Cr skal tilsettes, er følgelig krominnholdet fortrinnsvis ikke under 0,15%. Hvis derimot krominnholdet er over 0,8%. forringes seigheten. Den øvre grense for krominnholdet bestemmes derfor til 0,8%. For ytterligere balansert forbedring av seighet og styrke er krominnholdet fortrinnsvis 0,3-0,7%.

Mo: 0-0,6%

Mo kan utelates. Men siden Mo er effektivt for øking av styrken, tilsettes det når karboninnholdet er redusert. Hvis molybdeninnholdet er under 0,1%, er effekten svak. Når følgelig Mo skal tilsettes, er molybdeninnholdet fortrinnsvis ikke under 0,1%. Hvis derimot molybdeninnholdet er over 0,6%, forringes seigheten. Den øvre grense for molybdeninnholdet bestemmes derfor til 0,6%. For oppnåelse av styrke og seighet som er innenfor gunstigere områder, er molybdeninnholdet fortrinnsvis i området fra 0,3 til 0,5%.

V: 0-0,1%

V kan utelates. Men siden V, hvis tilsatt, øker styrken uten en betydelig for-øking av herdbarheten, tilsettes V når den nødvendige styrken skal oppnås uten forøking av herdbarheten. Hvis vanadiuminnholdet er under 0,01%, er effekten svak. Når V skal tilsettes, er vanadiuminnholdet følgelig fortrinnsvis ikke mindre enn 0,01%. Hvis derimot vanadiuminnholdet er over 0,1%, forringes seigheten. Den øvre grense for vanadiuminnholdet bestemmes derfor til 0,1%. For oppnåelse av gunstig seighet og styrke er vanadiuminnholdet fortrinnsvis 0,01-0,06%.

Ca: 0-0,006%

Ca kan utelates. Imidlertid vil Ca, hvis tilsatt, sammen med Mn, S, O eller liknende, danne sulfater eller oksider hvorved korn i HAZ gjøres finere («refined»). Ca tilsettes følgelig fortrinnsvis spesielt når begynnelsesegenskapene hos en sveiset sammenføyning skal forbedres. Hvis kalsiuminnholdet er mindre enn 0,001%, er effekten svak. Når Ca skal tilsettes, er følgelig kalsiuminnholdet fortrinnsvis ikke under 0,001%. Hvis på den annen side kalsiuminnholdet er. over 0,006%, øker ikke-metalliske inneslutninger i stålet, noe som bevirker indre defekter. Kalsiuminnholdet bestemmes derfor til ikke høyere enn 0,006%.

B og Cekv (herdbarhet):

I den del av stålet som strekker seg fra overflatelag-delen til sentrumsdelen

i tykkelsesretningen må herdbarheten justeres for at mikrostrukturen skal oppfylle betingelse (c). Effekten av C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo og V på herdbarheten vurderes ved hjelp av karbon-ekvivalent Cekv, hvor innholdet av elementene er innbefattet. Ved den foreliggende oppfinnelse er borinnholdet ikke innbefattet i Cekv. Siden

imidlertid til og med en spormengde av B bidrar til forbedringen i herdbarhet, vil tilsetting av B bli vurdert. Blant andre elementer vil Nb i fastløsnings-tilstand forbedre herdbarheten. Når imidlertid stål fremstilles ved termomekanisk behandling, utfelles Nb(CN) under varmvalsing; således varierer ikke densiteten av fastløs-nings-Nb i noen betydelig grad ved et niobium-innhold i området fra 0,01 til 0,1%. Alle ståltyper ifølge den foreliggende oppfinnelse inneholder Nb i en mengde i dette område. Det er således ikke nødvendig at den foreliggende oppfinnelse tar Nb i betraktning som en variasjons-faktor når det gjelder herdbarhet. Dette gjelder og-så Si, på grunn av at bidraget av Si til forbedring av herdbarheten ér liten.

Hvis borinnholdet ikke er større enn 0,0004%, vises ikke effekten av forbedring av herdbarheten. Når herdbarheten skal økes ved tilsetting av B, må følgelig borinnholdet være over 0,0004%. Hvis derimot borinnholdet er på over 0,0025%, blir seigheten i HAZ betydelig forringet. Den øvre grense for borinnholdet bestemmes derfor til 0,0025%. For oppnåelse av tilstrekkelig seighet og herdbarhet i HAZ, er borinnholdet fortrinnsvis fra 0,0005 til 0,002%. Når borinnholdet er større enn 0,0004%, men ikke større enn 0,0025%, bør karbonekvivalentverdien reduseres til verdien for stål hvor effekten av B ikke frembringes (omtalt som «B-fritt stål» hvis borinnhold er i området fra 0 til 0,0004%), hvorved det unngås en for sterkt herdet mikrostruktur, som ellers vil frembringes på grunn av intensivert herdbarhet. Det vil si at verdien av karbonekvivalent Cekv bestemmes til et område på fra 0,4 til 0,58%. Hvis Cekv-verdien er lavere enn 0,4%, er det vanskelig å oppnå en TS på 900 MPa selv om effekten av forbedring av herdbarheten oppnås i tilstrekkelig grad ved tilsetting av B. Cekv-verdien bestemmes således til ikke under 0,4%. Hvis derimot Cekv-verdien er høyere enn 0,58%, blir herdbarheten forøket i betydelig grad sammen med effekten av B, og følgelig forringes seigheten. Cekv-verdien bestemmes derfor til ikke høyere enn 0,58%. De ovenfor beskrevne betingelser angående B og Cekv svarer til betingelse (b) ved oppfinnelse (1).

B har ikke en effekt som gir forøking av herdbarheten for HAZ. Herding er således begrenset i en grad som svarer til en reduksjon i Cekv-verdien, hvorved følsomheten av sveisesprekking av B-bærende stål nedsettes. Imidlertid tjener B til øking av de gjennomsnittlige lengder av martensitt og lavere bainitt i vokseret-ningene for disse, og således til reduksjon i seigheten. Når det således er aksep-tabelt med en viss økning i følsomheten av sveisesprekking, og man vil oppnå utmerket seighet, bør det anvendes B-fritt stål. Det vil si at det anvendes et borinnhold på fra 0 til 0,0004%. Når det gjelder B-fritt stål, anvendes en Cekv-verdi på 0,53-0,7% for oppnåelse av nødvendig herdbarhet av basismetallet. Hvis Cekv-verdien er under 0,53%, blir herdbarheten utilstrekkelig, noe som resulterer i at det ikke oppnås en TS på ikke under 900 MPa. Hvis derimot Cekv-verdien er på over 0,7%, blir herdingen for sterk, noe som resulterer i en forringelse av bremseevnen. Den øvre grense for Cekv-verdien bestemmes derfor til 0,7%. Disse betingelser som gjelder B og Cekv, svarer til betingelse (a) ifølge oppfinnelse (1).

Vs: 0,10-0,42%

I tillegg til begrensninger med hensyn til individuelle legeringselementer beskrevet ovenfor, er verdien for indeks Vs ved den foreliggende oppfinnelse også begrenset for forbedring av sentrumssegregeringen. Hvis Vs-verdien er på over 0,42%, skjer sentrums-segregering i betydelig grad i en kontinuerlig støpt plate. Når det ved den kontinuerlige støpeprosess således fremstilles stål med høy strekkfasthet, med en TS på ikke under 900 MPa, får den sentrale del derav en forringet seighet. Hvis derimot Vs-verdien er begrenset til under 0,10%, er graden av sentrumssegregering liten, men en TS på 900 MPa kan ikke oppnås. Den nedre grense for den laveste Vs-verdien bestemmes derfor til 0,10%.

P: ikke mer enn 0,015%

S: ikke mer enn 0,003%

Blant uunngåelige forurensningselementer har P og S en betydelig effekt på seigheten. Fosfor- og svovelinnholdet må således reduseres. Ved redusering av fosforinnholdet reduseres sentrumssegregeringen i en plate, og kløvningsbrudd som ellers ville fås på grunn av sprø komgrense, hemmes. S utfelles i stål i form av MnS, som forlenges ved valsing, hvorved det har uheldig virkning på seigheten. For hemming av disse uheldige effekter bør fosforinnholdet således være høyere enn 0,015%, og svovelinnholdet bør ikke være høyere enn 0,003%. Innholdet av andre uunngåelige forurensninger bør fortrinnsvis være lavere. En stor anstreng-else for å redusere innholdet av disse forårsaker imidlertid kostnadsøkninger. Slike uunngåelige forurensninger kan således finnes innenfor vanlige innholdsområ-dér.

Andre elementer:

I tillegg til de ovenfor beskrevne elementer kan sjeldne jordart-elementer (La, Ce, Y, Nd osv.), Zr, W og liknende finnes i spormengder.

2. Mikrostruktur

Ved at stål med den ovenfor beskrevne kjemiske sammensetning utsettes for vanlig termomekanisk behandling eller varmebehandling oppnås det stål med høy strekkfasthet og med mål-ytelse og en TS på ikke under 900 MPa. Det oppnås dessuten stål med høy strekkfasthet og med en mer forbedret yteevne ved samsvar ikke bare med begrensningene når det gjelder kjemisk sammensetning, men også betingelse (c) angående mikrostruktur.

2-1) Blandet struktur av martensitt og lavere bainitt

For å gi basismetallet en mer fremragende styrke og seighet, antar mikrostrukturen den «blandede struktur av martensitt og lavere bainitt (i det følgende omtalt som den «blandede struktur»). Den blandede struktur er tilpasset slik at den har en volumprosentandel på-ikke under 90%. I det foreliggende angir «lavere bainitt» en mikrostruktur hvor fint cementitt er utfelt dispergert i strekkmetall-(«lath»)-liknende bainittisk ferritt mens det dannes en vinkel på 60 grader med endeoverflaten av den strekkmetall-liknende bainittiske ferritt (overflaten av en spissende-del av strekkmetall-liknende bainittisk ferritt, som vokser innenfor y mens det opprettholdes en konstant vinkel). Det er bare ett krystallgitterplan for utfelling av fint cementitt innenfor en enkelt bainittisk ferritt. Anløpet martensitt har også en mikrostruktur hvor cementitt utfelles i martensitt-strekkmetall, men er for-skjellig fra lavere bainitt ved at det er tilstede fire varianter av krystallgitterplan for cementittutfelling.

Den blandede struktur er nødvendig for å få en volumprosentandel på ikke under 90%, for oppnåelse av mål-bremseevne, dvs. en 85% FATT, på ikke mer enn -30°C målt ved DWTT. Grunnen til at den blandede struktur har utmerket seighet er følgende. Lavere bainitt, som dannes før dannelse av martensitt i høy-temperaturområdet under brå-avkjøling, danner en «vegg» med raffinering av y-korn, hvorved veksten av en bunt (som samsvarer med sprekkoverflate-enheten ved kløvningsbrudd) av martensitt bremses.

I lavkarbonstål som omfattes av den foreliggende oppfinnelse består en kløvningssprekkoverflate av en kløvningssprekkoverflate som ledsager ikke-plastisk deformering og plastisk deformert duktilsprekkoverflate som tynt omgir kløvningssprekkoverflaten. Denne type kløvningssprekkoverflate kalles en pseu-do-kløvningssprekkoverflate. Skjønt den omgivende duktilsprekk-overflate anses som en grense for en kløvningssprekkoverflate, er den gjennomsnittlige størrelse av et begrenset område definert som «sprekkoverflate-enhet». Etter hvert som sprekkoverflate-enheten minker, forbedres begynnelsesegenskapene og bremseevnen.

Hvis volumprosentandelen av lavere bainitt blir mindre enn 2% i den blandede struktur, frembringes ikke den ovennevnte effekt som gir deling av mikrostrukturen ved dannelse av lavere bainitt. Raffineringen av mikrostrukturen som bevirkes ved dannelsen av den blandede struktur, blir følgelig utilstrekkelig, og således reduseres seigheten. Følgelig bestemmes volumprosentandelen av lavere bainitt til ikke under 2%. Hvis derimot prosentandelen av lavere bainitt, hvis styrke er lavere enn styrken av martensitt, øker sterkt, reduseres stålets gjennomsnittlige styrke. For oppnåelse av en TS på ikke under 900 MPa er således volumprosent- - andelen av lavere bainitt i den blandede struktur fortrinnsvis ikke større enn 75%.

2-2) Sideforhold hos tidligere y-kom

For ytterligere å forbedre seigheten av den blandede struktur, som tilfreds-stiller den fordrede styrke, dispergeres lavere bainitt fortrinnsvis i den blandede struktur. For oppnåelse av en slik struktur må y omvandles fra ikke-omkrys-tallisert tilstand, dvs. tilstanden for y hvor dislokasjoner opphopet ved reduksjon er tilstede med høy tetthet. I denne tilstand er kjernedannelsesseter for lavere bainitt tilstede med høy tetthet. Følgelig kan lavere bainitt dannes ut fra en rekke kjernedannelsesseter som finnes på y-korngrenser og i y-kom. For at effekten skal frembringes med pålitelighet må sideforholdet (flatheten) av ikke-omkrystallisert y (tidligere y-kom) være minst 3.

3. Fremstillingsmetode

En fremgangsmåte for fremstilling av stål ifølge den foreliggende oppfinnelse vil nå bli beskrevet detaljert. Fremstillingsmetoden (12) er å innarbeide mikrostrukturen som oppfyller betingelse (c), i stål (2), (4), (6), (8) eller (10) og oppnå henholdsvis stål (3), (5), (7), (9) eller (11).

Det viktigste aspekt ved fremstillingsmetoden er at lavere bainitt og martensitt dannes ved kjernedannelse ikke bare ved tidligere y-kom-grenser, men også i y-korn hvor den høye tetthet av dislokasjoner er blitt opphopet under varmvalsing.

(a) Varmvalsing

Oppvarmingstemperaturen for en stålplate er ikke høyere enn 1250°C for forhindring av grovgjøring av y-kom under oppvarming. Oppvarmingstemperaturen er dessuten ikke lavere enn 1000°C for oppnåelse av Nb i fast løsning, som er effektivt for begrensing av omkrystallisasjonen og raffineringen av korn under valsing og for utfellingsherding etter valsing. For dannelse av lavere bainitt ved kjernedannelse i y-korn, og for undertrykkelse av veksten av lavere bainitt, må dislokasjoner være tilstede i høy tetthet. For oppnåelse av høy dislokasjonstetthet må valsing utføres ved en reduksjonsandel på ikke under 50% i ikke-omkrystallisasjonstemperatursonen for y. Hvis derimot reduksjonsandelen er over 90% i ikke-omkrystallisasjonstemperatursonen for y, blir de mekaniske egenskaper betydelig anisotropiske. Reduksjonsandelen er følgelig fortrinnsvis ikke større enn 90% i ikke-omkrystallisasjonstemperatursonen.

Hvis ferdigbehandlings^valsetemperaturen er lavere enn Ar3-punktet, utvik: les en intensiv grad av deformert struktur, noe som bevirker at de mekaniske egenskaper blir anisitropiske. Ferdigbehandlings-valsetemperaturen bestemmes således til ikke lavere enn Ar3-punktet.

(b) Avkjøling

For hemming av dannelsen av øvre bainitt, som vil forringe seigheten,'må valset stål avkjøles fra en temperatur på ikke mindre enn Ar3-punktet ved konstant kjølehastighet. Kjølehastigheten som fås etter valsing, er en faktor for oppnåelse av hensiktsmessig fordelingsprosentandel blant forskjellige strukturer. Kjølehas-tigheten er fra 10°C til 45°C pr. sek., målt ved en tykkelsessentrumsdel for stålplater og ved en veggtykkelses-sentrumsdel for vanlige stålprodukter. Hvis kjølehas-tigheten er lavere enn 10°C pr. sek., dannes øvre bainitt, eller prosentandelen av lavere bainitt overstiger 75%, hvorved styrke og seighet, spesielt bremseevne, forringes. Hvis derimot kjølehastigheten er høyere enn 45°C pr. sek., dannes det ikke lavere bainitt, og således består mikrostrukturen kun av martensitt, hvorved seighet, spesielt bremseevne, forringes.

Temperaturen ved hvilken avkjøling avsluttes, er ikke høyere enn 500°C. Hvis temperaturen er høyere enn 500°C, dannes det øvre bainitt, og således oppnås ikke den blandede struktur som oppfyller forannevnte betingelse (c). Valset stål kan avkjøles til romtemperatur. Når imidlertid hydrogentettheten er høy på stålfremstillingstrinnet, og det således er meget sannsynlig at det vil oppstå defekter forårsaket av hydrogen, blir valset stål fortrinnsvis avkjølt til ca. 200°C og blir deretter langsomt avkjølt for dehydrogenering. Alternativt avkjøles valset stål fortrinnsvis til ca. 200°C og anbringes i en dehydrogenerings-glødeovn mens den opprettholdes ved en temperatur på ikke under 200°C, eller underkastes anløping, som vil bli beskrevet senere. Dette skyldes i de fleste tilfeller at ved en avkjølings-prosess etter valsing oppstår defekter forårsaket av hydrogen ved en temperatur på under 200°C.

(c) Anløping

Stål fremstilt ved hjelp av den ovenfor beskrevne metode, kan anvendes slik som det er etter avkjøling, eller det kan deretter anløpes ved en temperatur som ikke er høyere enn Acrpunktet når meget høy bremseevne er nødvendig.

EKSEMPLER

Den foreliggende oppfinnelse vil nå bli beskrevet ved eksempel.

Fig. 1 og 2 viser den kjemiske sammensetning av det utprøvde stål. Det utprøvde stål ble fremstilt på følgende måte. Stål med kjemisk sammensetning ifølge fig. 1 og 2 ble fremstilt i smeltet form ved vanlig metode. Det smeltede stålet ble støpt under oppnåelse av en stålplate. Den således oppnådde stålplate ble termomekanisk behandlet under forskjellige betingelser vist nedenfor, under oppnåelse av stålplater med en tykkelse på 12-35 mm. Fig. 3 er en tabell som viser betingelsene for den termomekaniske behandling (varmvalsing, avkjøling og anløping). Som tidligere nevnt, er ikke-omkrystallisasjonstemperatursonen for ovennevnte stål ikke høyere enn 950°C. Ar3-punktet ligger dessuten i området 500-600°C. Fig. 4 viser mikrostrukturen av den tykkelsesvise sentrumsdel av stålplaten fremstilt under de ovennevnte betingelser.

Prøvestykker ble tatt fra de tykkelsesvise sentrumsdeler av stålplatene og underkastet følgende prøver. For vurdering av basismetallstyrken ble det utført en strekkprøvning (prøvestykke: nr. 4 ifølge JIS Z 2204; forsøksmetode: JIS Z 2241) under oppnåelse av YS og TS. For vurdering av basismetallseigheten ble Charpy-strekkprøvningen utført under anvendelse av et 2 mm V-skår (prøvestykke: nr. 4 ifølge JIS Z 2202; forsøksmetode: JIS Z 2242), samt DWTT.

DWTT er en prøve som gjelder vurdering av bremseevne, og er alminnelig kjent innenfor ledningsrørindustrien. Et press-skår dannes i et prøvestykke med opprinnelig platetykkelse, ved anvendelse av en knivegg. Det påføres en trykkbe-lastning på prøvestykket ved hjelp av en fallvekt eller en hammer med stor størrel-se, under igangsetting av en kløvningssprekk fra skåret. Etter at prøvestykket er sprukket, observeres sprekkens utseende. Bremseevne vurderes kun basert på en temperatur ved hvilken det skjer en omvandling fra duktilsprekk-utseende til kløvningssprekk-utseende. Ved en gyldig utprøvning starter kløvningssprekk-tilsynekomst fra bunnen av et press-skår, og deretter forandres kløvningssprekk-utseendet til duktilsprekk-utseende (utbredelsen av en duktilsprekk fordrer en stor mengde energi). Når duktilsprekk-utseendet utgjør ikke mindre enn 85% av hele sprekk-utseendet (85% FATT), bedømmes bremseevnen som tilstrekkelig ved prøvetemperaturen. Hvis det ikke igangsettes kløvningsbrudd fra bunnen av skåret, er prøven ugyldig. I et slikt tilfelle underkastes bunnen av skåret karburisering eller liknende, hvorved skårbunnen gjøres sprøere, slik at det startes et kløvnings-brudd fra skårbunnen. I det foreliggende eksempel startet kløvningssprekk-tilsynekomsten fra bunnen av et press-skår for alle prøvestykker.

Charpy-skårslagsprøven med anvendelse av et 2 mm V-skår er primært påtenkt for vurdering av begynnelsesegenskaper, men anses også som en seig-hetsvurderingsprøve i hvilken bremseevne delvis inngår. Ved Charpy-skårslags-prøven med 2 mm V-skår, utført for basismetallet, ble det oppnådd absorbert energi ved en forsøkstemperatur på -40°C.

En seighetsprøve for sveisede sammenføyninger ble utført på følgende måte. Prøvestykker ble behandlet i en sveise-oppvarmingssyklus-reproduksjons^ prøvemaskin under følgende betingelser: maksimal oppvarmingstemperatur: 1350°C; avkjøling fra 800 til 500°C ved en kjølehastighet ekvivalent med en var-meinnføring på 40 000 J/cm. Ved de således behandlede prøvestykker ble det oppnådd 2 mm V-skår-Charpy-skårslagsprøvestykker, og disse ble underkastet 2 mm V-skår-Charpy-skårslagsprøven ved -20°C hvorved primært begynnelsesegenskapene ble vurdert, som nevnt ovenfor.

Felt-sveisbarheten ble vurdert ved y-fuge-hemnings-bruddprøven (JIS Z 3158). Sveisesprekkingsegenskapene bestemmes nesten ved hjelp av kjemisk sammensetning og påvirkes ikke av mikrostrukturen hos basismetall. Prøvestyk-ker ble således fremstilt på følgende måte. Stålplater med en tykkelse på 25 mm ble fremstilt av stål med den kjemiske sammensetningen vist på fig. 1 og 2 ved en oppvarmingstemperatur på 1150°C og en ferdigbehandlingstemperatur på 900°C. Av de således fremstilte stålplater ble det oppnådd y-fuge-hemnings-bruddprøve-stykker men den opprinnelige platetykkelsen. Som sveisemateriale ble anvendt en kommersielt tilgjengelig manuellsveisestang for anvendelse ved sveising av 689 MPa stål med høy strekkfasthet. Prøvestykkene ble lagt i atmosfæren med en temperatur på 20°C og en fuktighet på 75% i 2 timer under oppnåelse av en hy-drogentetthet på ca. 1,5 cm<3> pr. 100 g. Deretter ble det lagt en sveiseperle med en varmeinnføring på 1,7 kJ pr. mm, fulgt av avkjøling til romtemperatur. Deretter ble de sveisede prøvestykker undersøkt med hensyn til sprekking i henhold til JIS Z 3158.

Fig. 5 er en tabell som viser forsøksresultatene.

I prøver nr. X1-X10 ifølge sammenlikningseksemplet har legeringselement-innholdet i hvert tilsvarende stålmateriale følgende trekk: meget høyt C-innhold (X1); meget høyt Si-innhold (X2); meget høyt Mn-innhold (X3); meget høyt Cu-innhold (X4); meget lavt Ni-innhold (X5); meget høyt Cr-innhold (X6); meget høyt Mo-innhold (X7); meget høyt V-innhold (X8); meget høyt Ti-innhold (X9); og meget høyt Al-innhold (X10). X1-X9 viste utilstrekkelig seighet, spesielt utilstrekkelig bremseevne, for basismetallene. X10 oppfylte en målseighet, men ga ikke en styrke på 900 MPa.

I sammenlikningseksemplet har X11 og X12 henholdsvis meget høy Cekv-verdi og meget liten Ceq-verdi. I denne forbindelsen oppviste X11 lav seighet og dannelse av sveisesprekk, og X12 oppviste lav styrke og lav seighet på grunn av utilstrekkelig herdbarhet.

I Y1, Y3, Y6 og Y10 ifølge sammenlikningseksemplet er den kjemiske sammensetningen av stålet i overensstemmelse med den kjemiske sammensetningen ifølge den foreliggende oppfinnelse; imidlertid avviker varmvalsings- eller avkjølingsbetingelsene fra disse betingelsene ved en vanlig metode, og mikrostrukturen oppfyller ikke betingelse (c). Som resultat av dette oppviste Y1, Y3, Y6 og Y10 en betydelig ikke-tilfredsstillende basismetallseighet.

I eksemplet ifølge den foreliggende oppfinnelse ble det derimot oppnådd en TS på ikke under 900 MPa. Ved Charpy-skårslagsprøven utført ved -40°C ble det dessuten oppnådd en absorbert energi på ikke under 200J. Ved DWTT av den største interesse var 85% FATT ikke høyere enn -40°C, noe som viser at bremseevnen er meget tilfredsstillende. Videre var egenskapene hos sveiset sammen-føyning og felt-sveisbarhet også gunstig.

INDUSTRIELL ANVENDBARHET

I henhold til den foreliggende oppfinnelse kan det oppnås stål med høy strekkfasthet, med en strekkfasthet på ikke under 900 MPa og gunstig seighet, spesielt gunstig bremseevne. Den foreliggende oppfinnelse muliggjør således stor forbedring når det gjelder konstruksjonseffektivitet for rørledninger med tilstrekkelig høy sikkerhet samt når det gjelder effektivitet av leding gjennom rørledninger.

Claims

1. Stål med høy strekkfasthet, med en strekkfasthet på ikke under 900 MPa, karakterisert ved at det består av følgende, på vektprosentbasis: C: 0,02-0,1%; Si: ikke mer enn 0,6%; Mn: 0,2-2,5%; Ni: mer enn 1,2%, men ikke mer enn 2,5%; Nb: 0,01-0,1%; Ti: 0,005-0,03%; N: 0,001-0,006%; Al: ikke mer enn 0,1%; Cu: 0-0,6%; Cr: 0-0,8%; Mo: 0-0,6%; V: 0-0,1%; og Ca: 0-0,006%; og resten Fe og tilfeldige forurensninger; hvor betingelsen (a) eller (b) nedenfor er oppfylt, og P og S blant uunngåelige forurensninger finnes i en mengde på henholdsvis ikke mer enn 0,015% og ikke mer enn 0,003%: (a) B finnes i en mengde på 0-0,0004%, og karbon-ekvivalentverdien Cekv definert ved likning 1) nedenfor er 0,53-0,7%; og (b) B finnes i større mengde enn 0,0004%, men ikke større enn 0,0025%, og karbon-ekvivalentverdien Cekv definert ved likning 1) nedenfor er 0,4-0,58%: 1): Cekv = C + (Mn/6) + {(Cu + Ni)/15} + {(Cr + Mo + V)/5} hvor hvert atomsymbol representerer innholdet (vekt%) av det tilsvarende ele-ment.

2. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 1, karakterisert ved at Mn foreligger i en mengde på ikke mindre enn 0,2 vekt%, men mindre enn 1,7 vekt%, og betingelsen (a) er oppfylt.

3. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 2, karakterisert ved at mikrostrukturen oppfyller følgende betingelse (c): (c): en blandet struktur av martensitt og lavere bainitt som opptar minst 90 volum% i mikrostrukturen, idet lavere bainitt opptar minst 2 volum% i den blandede struktur, og sideforholdet hos tidligere austenittkorn er ikke mindre enn 3.

4. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 1, karakterisert ved at Mn foreligger i en mengde på ikke mindre enn 0,2 vekt%, men mindre enn 1,7 vekt%, og betingelsen (b) er oppfylt.

5. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 4, karakterisert ved at mikrostrukturen oppfyller betingelse (c): (c): en blandet struktur av martensitt og lavere bainitt som opptar minst 90 volum% i mikrostrukturen, idet lavere bainitt opptar minst 2 volum% av den blandede struktur; og sideforholdet hos tidligere austenittkorn er ikke mindre enn 3.

6. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 1, karakterisert ved at Mn finnes i en mengde på 1,7 - 2,5 vekt%, og betingelse (a) er oppfylt.

7. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 6, karakterisert ved at mikrostrukturen oppfyller betingelse (c): (c): en blandet struktur av martensitt og lavere bainitt som opptar minst 90 volum% i mikrostrukturen, idet lavere bainitt opptar minst 2 volum% i den blandede struktur, og sideforholdet hos tidligere austenittkorn er ikke mindre enn 3.

8. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 1, karakterisert ved at Mn foreligger i en mengde på 1,7 - 2,5 vekt%, og betingelse (b) er oppfylt.

9. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 8, karakterisert ved at mikrostrukturen oppfyller betingelse (c): (c): en blandet struktur av martensitt og lavere bainitt som opptar minst 90 volum% i mikrostrukturen, idet lavere bainitt opptar minst 2% i den blandede struktur, og sideforholdet hos tidligere austenittkorn er ikke mindre enn 3.

10. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 1, 2, 4, 6 eller 8, karakterisert ved at verdien for Vs definert ved likning 2) nedenfor er 0,10-0,42%.

2): Vs = C + (Mn/5) + 5 P - (Ni/10) - (Mo/15) + (Cu/10), hvor hvert atomsymbol representerer innholdet av det (vekt%).

11. Stål med høy strekkfasthet ifølge krav 3, 5, 7 eller 9, karakterisert ved at verdien for Vs definert ved likning 2) er 0,10-0,42%.

12. Fremgangsmåte for fremstilling av et stål med høy strekkfasthet ifølge hvil-ket som helst av kravene 3, 5, 7, 9 eller 11, karakterisert ved at den omfatter følgende trinn: Oppvarming av en stålplate til en temperatur på 1000-1250°C; valsing av stålplateen til en stålplate slik at den opphopede reduksjonsandel av y i ikke-omkrystallisasjonstemperatursonen ikke blir under 50%; avslutting av valsingen ved en temperatur på over Ar3-punktet; og avkjøling av stålplaten fra temperaturen over Ar3-punktet til en temperatur på ikke mer enn 500°C med en kjølehastighet på fra 10°C pr. sek. til 45°C pr. sek., målt ved sentrum i tykkelsesretningen for stålplaten.

13. Fremgangsmåte for fremstilling av et stål med høy strekkfasthet ifølge krav 12, karakterisert ved at den videre innbefatter et trinn for anløping ved en temperatur som ikke er høyere enn Aci-punktet.