RO120413B1 - Procedeu pentru producerea unei table de oţel, cu microstructură microlaminată şi tablă de oţel cu microstructură microlaminată - Google Patents
Procedeu pentru producerea unei table de oţel, cu microstructură microlaminată şi tablă de oţel cu microstructură microlaminată Download PDFInfo
- Publication number
- RO120413B1 RO120413B1 ROA200000628A RO200000628A RO120413B1 RO 120413 B1 RO120413 B1 RO 120413B1 RO A200000628 A ROA200000628 A RO A200000628A RO 200000628 A RO200000628 A RO 200000628A RO 120413 B1 RO120413 B1 RO 120413B1
- Authority
- RO
- Romania
- Prior art keywords
- steel
- weight
- temperature
- austenite
- steel sheet
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 249
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 249
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 36
- 230000008569 process Effects 0.000 title claims abstract description 34
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 90
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 38
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 36
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 30
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 15
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 12
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 12
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims abstract description 4
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims abstract description 4
- 239000008187 granular material Substances 0.000 claims description 37
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 27
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 20
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 20
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 18
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 16
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 8
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 claims description 7
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 claims description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 5
- 238000003475 lamination Methods 0.000 claims description 4
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 claims description 4
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 4
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims 1
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 claims 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 claims 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims 1
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 60
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 15
- 239000010949 copper Substances 0.000 abstract description 13
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 5
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 abstract description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 abstract description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 abstract 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 29
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 20
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 16
- 238000011534 incubation Methods 0.000 description 14
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 10
- 238000003776 cleavage reaction Methods 0.000 description 10
- 230000007017 scission Effects 0.000 description 10
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 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 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 8
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 8
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 7
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 6
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 5
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- 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
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 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
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 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
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 3
- 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 3
- 230000035899 viability Effects 0.000 description 3
- ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N Propane Chemical compound CCC ATUOYWHBWRKTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 2
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 238000010409 ironing Methods 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 241000723382 Corylus Species 0.000 description 1
- 235000007466 Corylus avellana Nutrition 0.000 description 1
- OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N Ethane Chemical compound CC OTMSDBZUPAUEDD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000576 Laminated steel 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
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011362 coarse particle Substances 0.000 description 1
- 238000010960 commercial process Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004146 energy storage Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000003179 granulation Effects 0.000 description 1
- 238000005469 granulation Methods 0.000 description 1
- 230000009036 growth inhibition Effects 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 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
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N methylidyneniobium Chemical compound [Nb]#C UNASZPQZIFZUSI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 239000004848 polyfunctional curative Substances 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 230000001902 propagating effect Effects 0.000 description 1
- 239000001294 propane Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 239000000377 silicon dioxide Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution 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
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 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)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (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)
Abstract
Invenţia se referă la un procedeu de producere a unei table de oţel şi la o tablă din oţel slab aliat, sudabil, cu rezistenţă foarte ridicată şi cu duritate excelentă la temperatură criogenică, în placa de bază şi în zona afectată de căldură (HAZ), când este sudat, având o rezistenţă la tracţiune mai mare de 830 MPa (120 ksi) şi o microstructură microlaminată conţinând straturi peliculare de austenită şi plăcuţe de martensită fin granulată şi/sau bainită inferioară, care se obţine prin: încălzirea unei brame de oţel, care conţine fier şi procente gravimetrice specificate, ale unora sau tuturoraditivilor: carbon, mangan, nichel, azot, cupru, crom, molibden,siliciu, niobiu, vanadiu, titan, aluminiu şi bor, urmată de reducerea bramei, pentru a forma o tablă, prin una sau mai multe treceri într-un interval de temperaturi, în care se obţine austenită recristalizată; terminarea laminării tablei, într-una sau mai multe treceri într-un interval de temperatură, sub temperatura de recristalizare a austenitei şi peste temperatura de transformare Ar3; călirea tablei laminate, până la o temperatură de oprire a călirii adecvată (QST); oprirea călirii şi fie menţinerea tablei, o perioadă de timp, substanţial izoterm la QST, fie răcirea treptată a tablei, înainte de răcirea cu aer, fie răcirea cu aer, la temperatura camerei.
Description
Invenția se referă la o tablă de oțel slab aliat, cu rezistență foarte ridicată, după sudură și cu duritate excelentă la temperatură criogenică, atât în tabla de bază, cât și în zona afectată de căldură, în timpul sudurii. Mai mult, prezenta invenție se referă la un procedeu pentru producerea unei astfel de table de oțel.
Frecvent, există necesitatea de stocare și de transport al fluidelor volatile sub presiune, la temperaturi criogenice, adică, la temperaturi mai mici de aproximativ -40°C (-40Τ). De exemplu, există necesitatea pentru rezervoare pentru stocare și transportai gazului natural lichefiat sub presiune, la o presiune în intervalul de la aproximativ 1035 kPa (150 psia) până la aproximativ 7590 kPa (1100 psia) și la o temperatură în intervalul de la aproximativ -123°C (-190Τ) până la aproximativ -62’C t-80“F). Există, de asemenea, necesitatea unor rezervoare care să prezinte siguranță și pentru stocare și transport economic al altor fluide volatile, cu presiune de vapori ridicată, cum ar fi metan, etan și propan, la temperaturi criogenice. Pentru ca astfel de rezervoare să fie construite dintr-un oțel sudat, oțelul trebuie să aibă rezistență adecvată pentru a rezista la presiunea fluidului și duritate adecvată pentru a preveni inițierea ruperii, adică, o defecțiune, în condițiile de operare atât în oțelul de bază, cât și în zona afectată termic, în timpul sudurii (HAZ).
Temperatura de tranziție de la ductil la casant (DBTT) delimitează două regimuri de rupere în oțelurile structurale. La temperaturi sub DBTT, defectele oțelului se manifestă prin ruperi prin clivaj la energie joasă, în timp ce la temperaturi mai mari de DBTT, defectele în oțel tind să se manifeste prin ruperea ductilă la energie ridicată. Oțelurile sudate utilizate în construcția rezervoarelor pentru stocare și transport la temperatură criogenică, menționate anterior, și pentru alte utilizări sub sarcină, la temperatură criogenică, trebuie să aibă DBTT sub temperatura de lucru atât în oțelul de bază, cât și în HAZ pentru a se evita defectarea prin clivaj la energie joasă.
Brevetul JP 61143516 publicat în anul 1986, prezintă un oțel rezistent la temperaturi criogenice, compus din : 0,01+0,1%C; 0,02+0,5%Si; 0,1+2% Mn; 8+10%Ni; 0,005+1,1%AI și sub 1% Cu, Cr, Mo, cu posibile adaosuri de Ti, Ca, Ce, Mg, Zi, La și un procedeu de producere a unei table din acest oțel, prin laminarea unei țagle la cca 700°C după încălzire la 900 -1000°C, răcire rapidă, cu călirea tablei obținute și revenire a acesteia la 560+620°C;
Brevetul US 3348981, publicat în anul 1967, prezintă un oțel cu bune proprietăți mecanice de rezistență la temperaturi criogenice, conținând 0,05+ 0,25% C; 0,04+0,17%AI în soluție solidă, 0,05+ 1,6% Mn; 0,2+1,6%Cr; 0,05+1 %Mo și sub 2,5% (Mn+Cr+Mo) și un procedeu de obținere a unei structuri fine rezistente mecanic, pentru produsele din acest oțel, prin încălzire la o temperatură mai mare decât temperatura punctului A3 și apoi durificare prin răcire cu 10°...60°C/s, până la o temperatură între T(Ac1) și 500’C.
Oțelurile cu conținut de nichel, folosite în mod obișnuit pentru aplicații la temperatură criogenică, de exemplu, oțeluri cu conținut de nichel mai mare de aproximativ 3% în greutate, cum este cel din brevetul JP 61143516, au DBTT scăzut, dar au și rezistență la tracțiune relativ mică. De regulă, oțelurile accesibile comercial cu 3,5% în greutate Ni, 5,5% în greutate Ni, sau 9% în greutate Ni au DBTT de aproximativ -100°C (-150°F), -155”C (-250T), și respectiv -175”C (-280°F), și rezistențe la tracțiune de până la aproximativ 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi), și respectiv 830 MPa (120 ksi). în scopul realizării acestor combinații de rezistență și duritate, aceste oțeluri, în general, se supun unei prelucrări costisitoare, de exemplu, la tratament de recoacere dublă. în cazul aplicațiilor la temperatură criogenică, în industrie se folosesc în mod curent aceste oțeluri comerciale, care conțin nichel, datorită durității lor bune la temperaturi scăzute, dar trebuie acționat asupra rezistenței scăzută la tracțiune, a acestora. Pentru aplicații sub sarcină, la temperatură criogenică, este necesar în general, o grosime excesivă a oțelului. Astfel, utilizarea acestor oțeluri care conțin nichel în aplicații sub sarcină, la temperatura criogenică, este costisitoare datorită costului ridicat al oțelului combinat cu grosimea necesară a oțelului.
RO 120413 Β1
Pe de altă parte, câteva oțeluri slab aliate (HSLA), cu rezistență înaltă și conținut de 1 carbon scăzut și mediu, accesibile comercial, de exemplu oțelurile AISI4320 sau 4330, au potențialul de a oferi rezistențe la rupere superioare (de exemplu, mai mari de aproximativ 3 830 MPa (120 ksi)) și cost redus, dar au DBTT relativ ridicat în general și în special în zona afectată de căldura la sudură (HAZ). în general, la aceste oțeluri există tendința ca capaci- 5 tatea de sudură și duritatea la temperatură scăzută să scadă, în timp ce rezistența la tracțiune crește. Din acest motiv, oțelurile HSLA, cunoscute din stadiul tehnicii și disponibile co- 7 mercial, nu sunt, în general, luate în considerare pentru utilizări la temperatură criogenică. DBTTul ridicat al HAZ în aceste oțeluri este, în general, datorat formării de microstructuri 9 nedorite, produsă în ciclurile termice de sudură în HAZ cu granulație grosieră și reîncălzite intercritic, adică încălzit la o temperatură de la aproximativ temperatura de transformare Ac, 11 la aproximativ temperatura de transformare A^ DBTT crește semnificativ cu creșterea dimensiunii granulației și a constituenților microstructurali de fragilitate, cum ar fi insulele de 13 martensită-austenită (MA), din HAZ. De exemplu, DBTT pentru HAZ într-un oțel cunoscut HSLA, pentru conducte X100 pentru ulei și gaz, este mai mare de aproximativ -50’C (-60’F). 15
Există un interes deosebit, în domeniul de stocare și transport al energiei pentru elaborarea de noi oțeluri care să combine proprietățile de duritate la temperatură scăzută a oțe- 17 lurilor cu conținut de nichel, accesibile comercial, menționate anterior, cu oțelurile HSLA cu rezistență ridicată și cost redus, în vederea asigurării unei excelente capacități de sudură și 19 unei secțiuni de grosime dorită, adică, microstructură substanțial uniformă și proprietăți uniforme (de exemplu, rezistență și duritate la grosimi mai mari de aproximativ 2,5 cm (1 inch)). 21 în utilizările necriogenice, oțelurile HSLA cu conținut redus și mediu de carbon, accesibile comercial, cunoscute din stadiul tehnicii, datorită durității lor relativ scăzute la rezis- 23 tențe ridicate, sunt fie desemnate la o parte din rezistența lor fie, ca alternativă, procesate la rezistențe inferioare pentru obținerea unei durități acceptabile. în utilizări de inginerie, 25 aceste aproximări au condus la creșterea grosimii secțiunii și, în consecință, la greutăți mai mari ale componentelor și, în final, la costuri mai ridicate decât dacă potențialul de rezistență 27 înaltă al oțelurilor HSLA ar fi fost utilizat în totalitate. în unele utilizări critice, cum ar fi roțile dințate, de performanță înaltă, sunt utilizate oțelurile care conțin mai mult de aproximativ 3% 29 în greutate Ni (cum ar fi AISI 48XX, SAE 93XX etc.) pentru a menține o duritate suficientă. Această abordare conduce la costuri ridicate, pentru a realiza o rezistență superioară a oțe- 31 lurilor HSLA. O problemă suplimentară întâlnită la utilizarea oțelurilor HSLA standard comerciale este cea a fisurării cu hidrogen în HAZ, în particular, când se folosește sudura cu aport 33 de căldură redus.
Există un interes economic semnificativ și necesitatea unei inginerii clare pentru un 35 cost redus al creșterii durității la rezistențe ridicate și foarte ridicate, în cazul oțelurilor slab aliate. în mod particular, există necesitatea unui oțel cu preț rezonabil care să aibe o rezis- 37 tență foarte ridicată, de exemplu, rezistența la tracțiune mai mare de 830 MPa (120 ksi), și excelentă duritate la temperatură criogenică, de exemplu DBTT mai mic de aproximativ - 39
73°C (-100°F), atât în placa de bază, cât și în HAZ, destinat utilizării în aplicații comerciale la temperatură criogenică. 41
Prin urmare, problemele pe care și le propune să le rezolve prezenta invenție sunt de a îmbunătăți tehnologia cunoscută a oțelului HSLA pentru aplicabilitate la temperaturi 43 creigenice în trei direcții principale: (i) scăderea DBTT la mai puțin de aproximativ -73°C (-100T) în oțelul de bază și în HAZ sudat, (ii) obținerea unei rezistențe la rupere mai mari de 45 830 MPa (120 ksi), și (iii) asigurarea unei capacități de sudură superioare. Alte probleme ale prezentei invenții sunt de a realiza oțeluri HSLA, menționate anterior, cu microstructuri și 47
RO 120413 Β1 proprietăți în grosime substanțial uniforme la o grosime mai mare de aproximativ 2,5 cm (1 inch) și obținerea celor menționate prin folosirea tehnicilor de prelucrare accesibile, astfel încât utilizarea acestor oțeluri în procedee comerciale la temperaturi criogenice să fie economică.
în conformitate cu cele menționate mai sus, prezenta invenție se referă la un procedeu în care o bramă de oțel slab aliat, cu o compoziție chimică dorită, este reîncălzită la o temperatură adecvată apoi laminată pentru a forma o tablă de oțel și răcită rapid la sfârșitul laminării la cald, prin călire cu un fluid adecvat, cum ar fi apa, la o temperatură de oprire a călirii (QST) adecvată pentru a produce o microstructură microlaminată conținând, de preferință, aproximativ 2% voi. până la aproximativ 10% voi. straturi peliculare de austenită și aproximativ 90% voi. până la aproximativ 98% voi. plăcuțe de martensită predominant fin granulată și bainită inferioară fin granulată. într-o variantă de realizare, conform prezentei invenții, tabla de oțel este apoi răcită cu aer până la temperatura camerei. într-o altă variantă de realizare, tabla de oțel este menținută substanțial izoterm la QST timp de până la aproximativ cinci (5) min, fiind apoi răcită cu aer la temperatura camerei. într-o altă variantă de realizare, tabla de oțel este răcită treptat cu o viteză mai mică de aproximativ 1,0’C/s (1,8’F/s) timp de până la aproximativ 5 min, urmată de răcire cu aer, până la temperatura camerei. Așa cum este utilizat în descrierea prezentei invenții, călirea se referă la răcirea accelerată prin orice mijloace în care este utilizat un fluid selectat pentru tendința lui de a crește viteza de răcire a oțelului, comparativ cu răcirea oțelului cu aer până la temperatura camerei.
De asemenea, în conformitate cu cele menționate mai sus, oțelurile prelucrate conform prezentei invenții sunt adecvate, în special, pentru nenumărate utilizări la temperaturi criogenice prin aceea că oțelurile au următoarele caracteristici, de preferință pentru o tablă de oțel cu grosimea de aproximativ 2,5 cm (1 inch) și mai mare: (i) DBTT mai mic de aproximativ -73°C (-100T) în oțelul C, în matricea de bază și în HAZ sudată,(ii) rezistență la tracțiune mai mare de 830 MPa (120 ksi), de preferință mai mare de aproximativ 860 MPa (125 ksi), și de preferat mai mare de aproximativ 900 MPa (130 ksi), (iii) capacitate de sudură superioară, (iv) microstructură și proprietăți în grosime substanțial uniforme, și (v) la oțeluri HSLA, accesibile comercial duritate îmbunătățită față de standard. Aceste oțeluri pot avea o rezistență la tracțiune mai mare de aproximativ 930 MPa (135 ksi), sau mai mare de aproximativ 965 MPa (140 ksi), sau mai mare de aproximativ 1000 MPa (145 ksi).
Invenția este prezentată, în continuare, în legătură și cu fig. 1...6 care reprezintă:
- fig. 1, diagramă schematică a transformării continui la răcire (CCT), care arată în ce mod procedeul de incubație a austenitei conform invenției produce microstructură microlaminată într-un oțel conform prezentei invenții;
- fig. 2, ilustrare schematică ce prezintă o propagare a fisurii prin clivaj, prin limitele plăcuței, într-o microstructură mixtă de bainită inferioară și martensită într-un oțel convențional conform stadiului tehnicii;
- fig. 3, ilustrare schematică ce prezintă un traseu sinuos al fisurii datorată prezenței fazei de austenită în microstructura microlaminată într-un oțel conform prezentei invenții;
- fig. 4, ilustrare schematică a dimensiunii unei granule de austenităm într-o bramă de oțel după reîncălzire conform prezentei invenții;
- fig. 5, ilustrare schematică a dimensiunii anterioare a granulei de austenită într-o bramă de oțel după laminarea la cald în intervalul de temperaturi în care austenita recristalizează, dar înainte de laminarea la cald în intervalul de temperaturi în care austenita nu recristalizează;
- fig. 6, ilustrare schematică a structurii granulei aplatizate, alungite, în austenită, cu dimensiuni ale granulei foarte fine în direcția grosimii, a unei table din oțel după terminarea prelucrării prin laminare controlată termo-mecanică (TMCP) conform prezentei invenții.
RO 120413 Β1
Prezenta invenție este descrisă prin prezentarea formelor de realizare preferate, dar 1 se subînțelege că invenția nu este limitată la acestea. Din contră, invenția se referă la toate variantele, modificările, și soluțiile echivalente care pot fi incluse în spiritul și sfera de protec- 3 ție a invenției, definite prin revendicările anexate.
Prezenta invenție se referă la elaborarea de noi oțeluri HSLA, care răspund proble- 5 melor menționate anterior. Invenția se bazează pe o nouă combinație dintre chimia oțelului și prelucrare pentru a asigura atât duritate intrinsecă, cât și microstructurală la DBTT inferior, 7 cât și pentru a îmbunătăți duritatea la rezistențe la rupere ridicate. Duritatea intrinsecă este obținută printr-o echilibrare judicioasă a elementelor de aliere critice în oțel, după cum se 9 descrie în detaliu în prezenta descriere. Duritatea microstructurală rezultă din realizarea unei dimensiuni foarte fine a granulei eficiente, precum și prin promovarea unei microstructuri 11 microlaminate. Referitor la fig. 2, microstructura microlaminată a oțelurilor conform prezentei invenții este, de preferință, formată din plăcuțe alternante 28, fie predominant din bainită infe- 13 rioară granulată fin, fie din martensită fin granulată și straturi peliculare de austenită 30. De preferință, grosimea medie a straturilor peliculare de austenită 30 este mai mică cu aproxi- 15 mativ 10% din grosimea medie a plăcuțelor 28. Și mai preferat, grosimea medie a straturilor peliculare de austenită 30 este de aproximativ 10 nm și grosimea medie a plăcuțelor 28 este 17 de aproximativ 0,2p.
Incubația austenitei este utilizată în prezenta invenție pentru a ușura formarea micro- 19 structurii microlaminate, prin promovarea retenției straturilor peliculare de austenită dorite la temperaturi ambiante. După cum este cunoscut specialiștilor în domeniu, incubația auste- 21 niței este procedeul în care incubația austenitei într-un oțel încălzit are loc înainte de răcirea oțelului la intervalul de temperaturi în care austenita, de regulă, se transformă în bainită 23 și/sau martensită. Este cunoscut în domeniu că incubația austenitei promovează stabilizarea termică a austenitei. Combinația unică a chimiei oțelului și prelucrării, conform prezentei 25 invenții, conferă o suficientă întârziere în timp a începutului transformării bainitei după ce este stopată călirea, pentru a permite o incubație adecvată a austenitei pentru formarea de 27 straturi peliculare de austenită în microstructura microlaminată. De exemplu, referitor la fig.
1, un oțel prelucrat conform prezentei invenții se supune laminării controlate 2 în intervalele 29 de temperatură indicate (după cum se descrie în mai mare detaliu în continuare); apoi oțelul se supune călirii 4 de la punctul de început a călini 6 până la punctul de oprire a călirii (adică, 31 QST), 8. După ce călirea este stopată la punctul de stopare a călirii (QST) 8, într-o formă de realizare, (i) tabla de oțel este menținută substanțial izoterm la QST o perioadă de timp, de 33 preferință, până la aproximativ 5 min, și apoi răcită cu aer până la temperatura camerei, ilustrată prin linia întreruptă 12. într-o altă formă de realizare (ii), tabla de oțel este răcită treptat 35 de la QST, cu o viteză mai mică de aproximativ 1,0°C/s (1,8’F/s), timp de până la aproximativ min, înainte de lăsarea tablei de oțel să se răcească cu aer până la temperatura camerei, 37 ilustrată prin linia linie-punct-punct 11. într-o altă formă de realizare, (iii) tabla de oțel poate fi lăsată să se răcească cu aer până la temperatura camerei, cum este ilustrat prin linia 39 punctată 10. în oricare dintre realizări, straturile peliculare de austenită sunt menținute după formarea de plăcuțe de bainită inferioară în regiunea de bainită inferioară 14 și plăcuțe de 41 martensită în regiunea de martensită 16. Regiunea de bainită superioară 18 și regiunea de ferită/perlită 19 sunt evitate. în oțelurile conform prezentei invenții, incubația austenitei îmbu- 43 nătățită se obține datorită unei noi combinații dintre chimia oțelului și prelucrarea descrisă în prezenta descriere. 45
Constituenții bainită și martensită și faza de austenită a microstructurii microlaminate sunt destinați a valorifica rezistența superioară atribuită bainitei inferioare granulate fin și 47
RO 120413 Β1 martensitei în plăcuțe granulată fin și rezistența superioară la rupere prin clivaj a austenitei. Microstructura microlaminată este optimizată pentru a maximiza substanțial sinuozitatea traseului fisurii, prin aceasta mărind rezistența la propagare a crăpăturilor cu obținerea unei durități microstructurale semnificative.
Conform celor prezentate anterior, se prezintă un procedeu pentru prepararea unei table de oțel cu rezistență foarte ridicată, având o microstructură microlaminată, care conține aproximativ 2% voi. până la aproximativ 10% voi. straturi peliculare de austenită și aproximativ 90% voi. până la aproximativ 98% voi. plăcuțe predominant din martensită fin granulată și bainită inferioară fin granulată, respectivul procedeu conținând etapele de: (a) încălzire a unei brame de oțel la o temperatură de reîncălzire suficient de ridicată pentru: (i) a omogeniza substanțial brama de oțel, (ii) a dizolva substanțial toate carburile și carbonitrurile de niobiu și vanadiu în brama de oțel și (iii) stabilirea granulelor fine inițiale de austenită în brama de oțel; (b) reducerea bramei de oțel pentru a forma tabla de oțel prin una sau mai multe treceri de laminare la cald într-un prim interval de temperaturi în care austenită recristalizează; (c) reducerea în continuare a tablei de oțel prin una sau mai multe treceri de laminare la cald într-un al doilea interval de temperatură, aproximativ sub temperatura Tnr și aproximativ peste temperatura de transformare Ar3; (d) călirea tablei de oțel la o viteză de răcire de aproximativ 10°C/s până la aproximativ 40°C/s (18’F/s - 72°F/s), la o temperatură de oprire a călirii (QST) aproximativ sub temperatura de transformare Ms plus 100°C (180°F) și aproximativ peste temperatura de transformare Ms; și (e) stoparea călirii. într-o formă de realizare, procedeul conform prezentei invenții mai cuprinde etapa de lăsare a plăcii de oțel să se răcească cu aer de la QST până la temperatura camerei. într-o altă formă de realizare, procedeul conform prezentei invenții mai conține etapa de menținere a tablei de oțel substanțial izoterm la QST, timp de până la aproximativ 5 min, înainte de răcirea cu aer a plăcii de oțel până la temperatura camerei. într-o altă formă de realizare, procedeul conform prezentei invenții mai conține etapa de răcirea treptată a tablei de oțel de la QST, cu o viteză mai mică de aproximativ 1,0’C/s (1,8°F/s), timp de până la aproximativ 5 min, înainte de a lăsa tabla de oțel să se răcească cu aer până la temperatura camerei. Această prelucrare facilitează transformarea microstructurii tablei de oțel la aproximativ 2% voi. până la aproximativ 10% voi. straturi peliculare de austenită și la aproximativ 90% voi. până la aproximativ 98% voi. plăcuțe predominant din martensită fin granulată și bainită inferioară fin granulată. (Vezi Dicționarul de definiții a temperaturii Tnr și a temperaturilor de transformare Ar3 și Ms).
Pentru a asigura duritatea la temperatura ambiantă și criogenică, plăcuțele din microstructura microlaminată cuprind, de preferință, predominant bainită inferioară sau martensită. Este preferabil de a minimiza substanțial formarea de constituenți casanți, cum ar fi bainita superioară, martensită dublă și amestecul martensită -austenită, MA. Așa cum este utilizat în descrierea prezentei invenții și în revendicări, termenul predominant semnifică cel puțin aproximativ 50 procente de volum. Restul microstructurii poate cuprinde bainită inferioară granulată fin, martensită în plăcuțe granulată fin, sau ferită. Mai preferabil crostructura cuprinde cel puțin aproximativ 60 procente de volum până la aproximativ 80 procente de volum bainită inferioară sau martensită în plăcuțe. Și mai preferabil microstructura cuprinde cel puțin aproximativ 90 procente de volum bainită inferioară sau martensită în plăcuțe.
O bramă de oțel prelucrat conform prezentei invenții este produsă în mod uzual și într-o formă de realizare, cuprinde fier și următoarele elemente de aliere, de ferință în intervalele de greutate indicate în tabelul 1.
RO 120413 Β1
Tabelul 1 1
| Element de aliere | Interval (% în greutate) |
| carbon (C) | 0,04 - 0,12, de preferat 0,04 - 0,07 |
| mangan (Mn) | 0,5 - 2,5, de preferat 1,0-1,8 |
| nichel (Ni) | 1,0- 3,0, de preferat 1,5- 2,5 |
| cupru (Cu) | 0,1-1,0, de preferat 0,2 - 0,5 |
| molibden (Mo) | 0,1 - 0,8, de preferat 0,2 - 0,4 |
| niobiu (Nb) | 0,02 - 0,1 de preferat 0,02 - 0,05 |
| titan (Ti) | 0,008 - 0,03, de preferat 0,01 - 0,02 |
| aluminiu (Al) | 0,001 - 0,05, de preferat 0,005 - 0,03 |
| azot(N) | 0,002 - 0,005, de preferat 0,002 - 0,003 |
Cromul (Cr) se adaugă uneori la oțel, de preferință până la aproximativ 1,0% în greutate și mai preferabil aproximativ 0,2% în greutate până la aproximativ 0,6% în greutate. 15
Siliciu (Si) se adaugă uneori la oțel, de preferință până la aproximativ 0,5% în greutate, mai preferabil aproximativ 0,01% în greutate până la aproximativ 0,5% în greutate, și 17 chiar mai preferat aproximativ 0,05% în greutate până la aproximativ 0,1%.
Oțelul conține, de preferință, cel puțin aproximativ 1% în greutate nichel. Conținutul 19 de nichel al oțelului poate fi mărit, dacă se dorește, peste aproximativ 3% în greutate pentru a îmbunătăți performanța după sudură. Fiecare 1% în greutate nichel adăugat poate duce 21 la scăderea DBTT a oțelului cu aproximativ 10”C (18*F). Conținutul de nichel este de preferință mai mic de 9% în greutate, și de preferat mai mic de aproximativ 6% în greutate. Conți- 23 nutul de nichel este de preferință minimizat pentru a minimiza prețul de cost al oțelului. Dacă conținutul de nichel este crescut peste aproximativ 3% în greutate, conținutul de mangan 25 poate fi redus sub aproximativ 0,5% în greutate până la 0,0% în greutate.
Borul (B) este adăugat uneori la oțel, de preferință până la aproximativ 0,0020% în 27 greutate, și mai preferabil aproximativ 0,0006% în greutate până la aproximativ 0,0010% în greutate.29
Suplimentar, conținutul de produși reziduali în oțel este de preferință substanțial minimizat. Conținutul de fosfor (P) este de preferință mai mic de aproximativ 0,01 % în greutate. 31
Conținutul de sulf (S) este de preferință mai mic de aproximativ 0,004% în greutate. Conținutul de oxigen (O) este de preferință mai mic de aproximativ 0,002% în greutate.33
Prelucrarea bramei de oțel (1) Scăderea DBTT35
Obținerea unui DBTT scăzut, de exemplu, mai mic de aproximativ -73°C (-100°F), constituie cheia elaborării de noi oțeluri HSLA pentru aplicații la temperaturi criogenice. Pro- 37 blema tehnică este de a menține/crește rezistența în tehnologia HSLA actuală odată cu scăderea DBTT, în special în HAZ. Prezenta invenție utilizează o combinație între aliere și prelu- 39 crare pentru a modifica atât contribuția intrinsecă, precum și cea microstructurală la rezistența la tracțiune, într-un mod de producere a unui un oțel slab aliat cu excelente proprietăți 41 la temperatura criogenică în placa de bază și în HAZ, așa cum se descrie în continuare.
RO 120413 Β1 în prezenta invenție, duritatea microstructurală este valorificată prin scăderea oțelului de bază DBTT. Această duritate microstructurală constă în afinarea dimensiunilor granulelor anterioare de austenită, modificarea morfologiei granulelor prin prelucrare prin laminare termo-mecanică controlată (TMCP), și producerea unei microstructuri microlaminate în granule fine, totul vizând mărirea suprafeței interfaciale a limitelor de unghi înalt per unitate de volum în tabla de oțel. După cum este familiar specialiștilor în domeniu, granulat în sensul prezentei invenții reprezintă un cristal individual dintr-un material policristalin, și limita granulei în sensul prezentei invenții reprezintă o zonă îngustă dintr-un metal corespunzătoare traziției de la o orientare cristalografică la alta, separând o granulă de alta. Așa cum este utilizat în prezenta invenție limita de unghi înalt a granulei este o limită a granulei care separă două granule adiacente a căror orientări cristalografice diferă cu mai mult de aproximativ 8”. De asemenea, așa cum este utilizat în prezenta invenție, limita de unghi înalt sau interfața este o limită sau o interfață care se comportă efectiv ca o limită a granulei de unghi înalt, adică manifestă tendința de a curba o fisură sau ruptură care se propagă și, prin urmare, induce sinuozitate într-un traseu de rupere.
Contribuția TMCP la suprafața interfacială totală a limitelor de unghi înalt per unitate de volum, Sv, este definită prin următoarea ecuație:
Sv= 1/d(1 + R + 1/R) + 0,63 (r-30) în care:
- d este dimensiunea medie a granulei de austenită într-o tablă de oțel laminată la cald înainte de laminarea în intervalul de temperatură în care austenita nu recristalizează (dimensiunea anterioară a granulei de austenită);
- R este raportul de reducere (grosimea inițială a bramei de oțel /grosimea finală a tablei de oțel); și
- r este reducerea procentuală a grosimii oțelului datorită laminării la cald în intervalul de temperatură în care austenita nu recristalizează.
Este cunoscut din stadiul tehnicii că atunci când Sv a unui oțel crește,
DBTT scade, datorită curbării crăpăturilor și a sinuozității traseului rupturii la limitele unghiului înalt. în practica comercială a TMCP, valoarea R este fixă pentru o grosime dată a tablei și limita superioară a valorii lui r este de regulă 75. La valori fixe date pentru R și r, Sv poate fi crescut substanțial numai prin descreșterea lui d, după cum este evident din ecuația de mai sus. Pentru a scădea valoarea d în oțelurile conform prezentei invenții, se utilizează microalierea Ti-Nb în combinație cu practica TMCP optimizată. La aceeași cantitate totală de reducere în timpul laminării la cald/deformării, un oțel cu o dimensiune medie a granulelor de austenită mai fine, inițial, va duce la o dimensiune medie mai fină, a granulelor de austenită finale. De aceea, în prezenta invenție cantitățile adăugate de Ti-Nb sunt optimizate în reîncălzirea cu producerea creșterii dorite a granulelor de austenită în timpul TMCP. Referitor la fig. 4, o temperatură de reîncălzire relativ joasă, de preferință între aproximativ 955°C și aproximativ 1065°C (1750'F -1950°F), este utilizată pentru a obține inițial o dimensiune medie a granulei de austenită D' mai mică de aproximativ 120pîn brama de oțel reîncălzită 32' înainte de deformarea la cald. Prelucrarea conform prezentei invenții evită creșterea excesivă a granulei de austenită, care rezultă din utilizarea temperaturilor de reîncălzire mai înalte, adică, mai mari de aproximativ 1095°C (2000’F), în TMCP convențional. Pentru a iniția afinarea granulei indusă de recristalizarea dinamică sunt folosite reduceri per trecere mai mari de aproximativ 10%, în timpul laminării la cald, în intervalul de temperatură în care austenita recristalizează. Referitor la fig. 3B, prelucrarea conform prezentei invenții oferă o dimensiune medie a granulei de austenită anterioară D (adică, d) mai mică de aproximativ
RO 120413 Β1 μ, de preferință mai mică de aproximativ 20μ și preferabil mai mică de aproximativ 10 μ, 1 în brama de oțel 32 după laminarea la cald (deformare) în intervalul de temperatură în care austenita recristalizează, dar înainte de laminarea la cald în intervalul de temperatură în care 3 austenita nu recristalizează. Suplimentar, pentru a obține o reducere eficientă a dimensiunii granulei în direcția grosimii, se efectuează reduceri mari, de preferință depășind cumulativ 5 aproximativ 70%, în intervalul de temperatură sub aproximativ temperatura Tnr, dar peste aproximativ temperatura de transformare Ar3. Referitor la fig. 6, TMCP conform prezentei 7 invenții conduce la formarea unei structuri aplatizate, alungite, în austenita dintr-o tablă de oțel laminată finală 32' cu o dimensiune foarte fină a granulei D' în grosime, de exemplu, 9 dimensiunea efectivă a granulei D' mai mică de aproximativ 10 μ, de preferință mai mică de aproximativ 8μ, și mai preferat mai mică de aproximativ 5 μ, mărind astfel suprafața interfa- 11 cială a limitelor de unghi înalt, de exemplu 33, per unitate de volum în tabla de oțel 32*, după cum este înțeles de către orice specialist în domeniu. 13
Mai în detaliu, un oțel conform prezentei invenții este produs prin:
- formarea unei brame de compoziție dorită, după cum se descrie în prezenta des- 15 criere; încălzirea bramei la o temperatură de la aproximativ 955’C la aproximativ 1065°C (1750’F -1950°F); laminarea la cald a bramei pentru a forma o tablă de oțel prin una sau mai 17 multe treceri asigurând aproximativ 30% până la aproximativ 70% reducere într-un prim interval de temperatură în care austenita recristalizează, adică, peste aproximativ tempe- 19 ratura Tra, și laminarea la cald, în continuare, a tablei de oțel în una sau mai multe treceri, asigurând aproximativ 40% până la aproximativ 80% reducere într- un al doilea interval de 21 temperatură, sub aproximativ temperatura Tnr și aproximativ peste temperatura de transformare Ar3. Tabla de oțel laminat la cald este apoi călită la o viteză de răcire de aproximativ 23 10’C/s, până la aproximativ 40‘C/s (18°F/s - 72’F/s) până la un QST adecvat, sub aproximativ temperatura de transformare Ms plus 100’C (180‘F) și peste aproximativ temperatura 25 de transformare Ms, un timp în care călirea este terminată.
într-o formă de realizare, conform prezentei invenții, după terminarea călirii tabla de 27 oțel este menținută substanțial izoterm la QST, o perioadă de timp, de preferință de până la 5 min, și apoi răcită cu aer la temperatura ambiantă, așa cum este ilustrat prin linia întreruptă 29 a din fig. 1. într-o altă realizare, conform prezentei invenții, așa cum este ilustrat prin linia întreruptă 11 din fig. 1, tabla de oțel este răcită încet de la QST cu o viteză mai mică decât31 cea a aerului de răcire, adică, la o viteză mai mică de aproximativ 1*C/s (1,8°F/s), de preferință până la aproximativ 5 min. în cel puțin o realizare, conform prezentei invenții, tempe-33 ratura de transformare Ms este de aproximativ 350°C (662°F) și, în consecință, temperatura de transformare Ms plus 100°C (180°F) este aproximativ 450’C (842’F).35
Tabla de oțel poate fi ținută substanțial izoterm la QST prin orice mijloace adecvate, după cum este cunoscut specialiștilor în domeniu, cum ar fi prin plasarea unui înveliș termic,37 peste tabla de oțel. Tabla de oțel poate fi răcită treptat, după ce este terminată călirea, prin orice mijloace adecvate, după cum este cunoscut specialiștilor în domeniu, cum ar fi prin pla- 39 sarea unui înveliș izolator peste tabla de oțel.
După cum este înțeles de orice specialist în domeniu, așa cum este utilizat în pre- 41 zenta descriere, reducerea procentuală în grosime, se referă la reducerea procentuală în grosimea bramei de oțel sau a tablei, înainte de reducerea respectivă. Numai cu scop expli- 43 cativ, dar fără a limita prin aceasta prezenta invenție, o bramă de oțel de aproximativ 25,4 cm (10 inch) grosime poate fi redusă la aproximativ 50% (o reducerea procentuală de 50), într- 45 un prim interval de temperatură, până la o grosime de aproximativ 12,7 cm (5 inch) apoi redusă aproximativ 80% (o reducerea procentuală de 80), într-un al doilea interval de tempe- 47 ratură, până la a grosime de aproximativ 2,5 cm (1 inch). Așa cum este utilizat în prezenta invenție, bramă reprezintă o bucată de oțel de orice dimensiune. 49
RO 120413 Β1
Brama de oțel este de preferință încălzită prin orice mijloace adecvate pentru creșterea substanțială a temperaturii întregii brame, de preferință, la temperatura de preîncălzire dorită, de exemplu, prin plasarea bramei într-un cuptor o perioadă de timp. Temperatura de reîncălzire specifică care trebuie utilizată pentru orice compoziție de oțel în intervalul conform prezentei invenții poate fi determinată cu ușurință de un specialist în domeniu, fie pe cale experimentală, fie prin calcul folosind modele adecvate. în plus, temperatura cuptorului și timpul de reîncălzire necesar pentru a crește substanțial temperatura întregii brame, de preferință, la temperatura de reîncălzire dorită poate fi ușor determinată de o persoană de specialitate în domeniu prin referire la publicațiile standard ale industriei.
Cu excepția temperaturii de reîncălzire, care se referă la întreaga bramă, temperaturile ulterioare la care se face referire în descrierea procedeului de prelucrare conform prezentei invenții sunt temperaturi măsurate la suprafața oțelului. Temperatura la suprafața oțelului poate fi măsurată, de exemplu, prin folosirea unui pirometru optic sau cu oricare alt dispozitiv adecvat pentru măsurarea temperaturii la suprafața oțelului. Viteza de răcire definită în prezenta descriere este cea de la centrul, sau substanțial la centrul, grosimii tablei; și temperatura de oprire a călirii (QST) este temperatura cea mai înaltă, sau substanțial cea mai înaltă, atinsă la suprafața tablei, după ce este stopată călirea, datorită căldurii transmise de la jumătatea grosimii tablei. De exemplu, în timpul prelucrării valorilor temperaturilor experimentale ale unei compoziții de oțel conform prezentei invenții, un termocuplu este plasat în centrul, sau substanțial în centrul grosimii tablei de oțel, pentru măsurarea temperaturii în centru, în timp ce temperatura la suprafață este măsurată prin folosirea unui pirometru optic. Este elaborată o corelație între temperatura la centru și temperatura la suprafață destinată utilizării în timpul prelucrării ulterioare a aceleași, sau substanțial aceleași compoziții de oțel, astfel că temperatura la centru poate fi determinată prin măsurarea directă a temperaturii la suprafață. De asemenea, temperatura dorită și debitul fluidului de călire, pentru a realiza viteza de răcire accelerată dorită, poate fi determinată de un specialist în domeniu prin referire la publicațiile standard din industrie.
Pentru orice compoziție de oțel în intervalul conform prezentei invenții, temperatura care definește limita între intervalul de recristalizare și intervalul de ne-recristalizare, temperatura Tnr, depinde de chimia oțelului, în mod particular de concentrația de carbon și concentrația de niobiu, de temperatura de preîncălzire înainte de laminare, și de mărimea reducerii obținute prin laminare. Specialiștii în domeniu pot determina această temperatură pentru un oțel dat, conform prezentei invenții, fie prin experiment, fie prin calcul prin modelare. în mod similar, temperaturile de transformare Ar3 și Ms prezentate în prezenta descriere pot fi determinate de o persoană de specialitate în domeniu pentru oricare oțel conform prezentei invenții, fie prin experiment, fie prin calcul prin modelare.
Practica TMCP descrisă conduce la o valoare ridicată a Sv. în plus, făcând din nou referire la fig. 2B, microstructura microlaminată produsă în timpul incubației austenitei mărește în continuare suprafața interfacială prin realizarea numeroaselor interfețe la unghi înalt 29 între plăcuțele 28 predominant din bainită inferioară sau martensită și straturile peliculare de austenită 30. Această configurație microlaminată, ilustrată schematic în fig. 2, poate fi comparată cu structura plăcuței convenționale de bainită/martensită fără straturi peliculare de austenită intercalate, după cum se prezintă în fig. 2. Structura convențională ilustrată schematic în fig. 2, este caracterizată prin limite la unghi mic 20 (adică, limite care se comportă efectiv ca limite ale granulei cu unghi mic (vezi Dicționar)), de exemplu, între plăcuțele 22 predominant din bainită inferioară și martensită; și astfel, odată inițiată ruperea prin clivaj 24, ea se poate propaga prin limitele plăcuței 20 cu o mică modificare a direcției. în contrast, microstructura 15 microlaminată din oțelurile conform prezentei invenții, ilustrată în fig. 3,
RO 120413 Β1 conduce la o sinuozitate semnificativă a traseului de rupere. Aceasta deoarece o crăpătură 1 26 care este inițiată într-o plăcuță 28, de exemplu, de bainită inferioară sau martensită, va tinde să schimbe planurile, adică, să schimbe direcția, la fiecare interfață cu unghi înalt 29 3 cu straturile peliculare de austenită 30 datorită orientării 20 diferite a clivajului și a planurilor care alunecă în constituenții bainită și martensită și faza de austenită. Suplimentar, straturile 5 peliculare de austenită 30 asigură tocirea unei crăpături 26 care avansează având ca rezultat o absorbție de energie în continuare înainte de propagarea crăpăturii 26 prin straturile pelicu- 7 lare de austenită 30. Tocirea are loc din câteva motive. Primul, este faptul că austenita FCC (definită aici) nu prezintă comportare DBTT și procesele de forfecare rămân singurul me- 9 canism de extindere a crăpăturii. Al doilea, este faptul că dacă sarcina/efortul depășesc o anumită valoare mai înaltă la extremitatea fisurii, austenita metastabilă poate suferi o trans- 11 formare a efortului sau tensiunii induse în martensită conducând la plasticitate de transformare indusă (TRIP), care poate conduce la o absorbție de energie semnificativă și la o inten- 13 sitate scăzută a tensiunii la extremitatea fisurii. De asemenea, plăcuța de martensită care se formează din procesele TRIP va avea o orientare diferită a planului de clivaj și de alune- 15 care plană decât cea a constituenților pre-existenți în bainită sau plăcuța de martensită, făcând calea de rupere mai sinuoasă. După cum este ilustrat în fig. 2B, rezultatul net este 17 că rezistența la propagarea crăpăturii este semnificativ îmbunătățită în microstructura microlaminată. 19
Interfețele bainită/austenită sau martensită/austenită ale oțelurilor conform prezentei invenții au excelentă rezistență de legătură interfacială și acestea forțează curbarea fisurii 21 și nu desfacerea legăturii interfaciale. Martensită în plăcuță fin granulată și bainita inferioară granulată fin sunt ca pachete cu limite la unghi înalt între pachete. Câteva pachete formează 23 o structură aplatizată Aceasta conferă un grad mai mare de afinare structurală care conduce la sinuozitate avansată a propagării crăpăturilor prin aceste pachete în structura aplatizată. 25 Aceasta conduce la creșterea substanțială a Sv și prin urmare, la scăderea DBTT.
Chiar dacă aproximările microstructurale descrise mai sus sunt utile pentru scăderea 27
DBTT în tabla de oțel, ele nu sunt total eficiente pentru menținerea unui DBTT suficient de mic în regiunile granulate grosier ale HAZ sudat. Astfel, prezenta invenție se referă la o 29 metodă pentru menținerea suficient de scăzută a DBTT în regiunile granulate grosier ale HAZ sudat prin utilizarea efectelor intrinseci ale elementelor de aliere, după cum se descrie 31 în continuare. Oțelurile feritice de temperaturi criogenice sunt în general cu rețea cristalină cubică cu volum centrat (BCC). în timp ce acest sistem cristalin oferă potențial pentru asigu- 33 rarea rezistențelor înalte la costuri reduse, el prezintă o tranziție bruscă de la comportarea ductilă la ruperea casantă pe măsură ce temperatura scade. Acest fapt poate fi atribuit fun- 35 damental sensibilității efortului de forfecare rezolvat critic (CRSS) (definit aici) funcție de temperatură în sisteme BCC, în care CRSS crește accentuat cu descreșterea temperaturii, prin 37 aceasta făcând procesele de forfecare și ca urmare ruperea ductilă mai dificilă. Pe de altă parte, efortul critic pentru procesele de rupere casantă, cum ar fi clivajul este mai puțin sensi- 39 bil la temperatură. Ca urmare, cu scăderea temperaturii, clivajul, devine modul de rupere favorit, conducând la instalarea ruperii casante de energie joasă. CRSS este o proprietate 41 intrinsecă a oțelului și este sensibilă la ușurința cu care dislocările pot aluneca la deformare;
adică, un oțel în care alunecarea transversală 30 este mai ușoară va avea și un CRSS scă- 43 zut și ca urmare un DBTT scăzut. Unii stabilizatori ai rețelei cubice cu fețe centrate (FCC), cum ar fi Ni, sunt cunoscuți a promova alunecarea transversală, în timp ce elemente de 45 aliere de stabilizare a BCC, cum ar fi Si, Al, Mo, Nb și V defavorizează alunecarea transversală. în prezenta invenție, conținutul de elemente de aliere de stabilizare FCC, cum ar fi Ni 47 și Cu, este de preferință optimizat. Ținând cont de considerații de cost și de efectul benefic
RO 120413 Β1 pentru scăderea DBTT, alierea cu Ni se face de preferință cu cel puțin aproximativ 1,0% în greutate și mai preferabil cu cel puțin aproximativ 1,5% în greutate; și conținutul de elemente de aliere de stabilizare BCC în oțel este substanțial minimizat.
Ca rezultat al durității intrinseci și microstructurale care rezultă din combinarea unică dintre chimia și prelucrarea oțelurilor conform prezentei invenții, oțelurile au excelentă duritate la temperatură criogenică atât în placa de bază cât și în HAZ după sudură. DBTT atât în placa de bază cât și în HAZ după sudură a acestor oțeluri este mai mic de aproximativ -73°C (-100T) și poate fi mai mic de aproximativ -107°C (-160°F).
(2) Rezistența la tracțiune mai mare de 830 MPa (120 ksi) și uniformitatea în grosime a microstructurii și proprietăților.
Rezistența structurii microlaminate este în primul rând determinată de conținutul de carbon al martensitei în plăcuță și în bainita inferioară. în oțelurile slab aliate conform prezentei invenții, incubația austenitei este efectuată pentru a produce un conținut de austenită în tabla de oțel de preferință de aproximativ 2 procente de volum până la aproximativ 10 procente de volum, mai preferabil, cel puțin aproximativ 5 procente de volum. Este preferată în mod special adăugarea de Ni și Mn de la aproximativ 1,0% în greutate până la aproximativ 3,0% în greutate și de la aproximativ 0,5% în greutate până la aproximativ 2,5% în greutate, pentru asigurarea unei fracții volumetrice de austenită dorită și în întârzierea începutului bainitei în incubația austenitei. Adăugarea cuprului, de preferință aproximativ 0,1% în greutate până la aproximativ 1,0% în greutate contribuie, de asemenea, la stabilizarea austenitei în timpul incubației austenitei.
în prezenta invenție, rezistența dorită este obținută la un conținut de carbon relativ mic cu avantajele care o însoțesc privind capacitatea de sudură și o duritate excelentă atât în oțelul de bază cât și în HAZ. Este de preferat un minimum de aproximativ 0,04% în greutate C în aliajul total pentru a se obține o rezistență la tracțiune mai mare de 830 Mpa (120 ksi).
în timp ce elementele de aliere, altele decât C, în oțelurile conform prezentei invenții, sunt substanțial neînsemnate în ceea ce privește rezistența maximă a oțelului care poate fi obținută, aceste elemente sunt dorite pentru a se obține uniformitatea în grosime a microstructurii și rezistență la o grosime a tablei mai mare de aproximativ 2,5 cm (1 inch) și pentru un interval al vitezelor de răcire dorit pentru flexibilitatea prelucrării. Acest fapt este important deoarece viteza de răcire reală la secțiunea din mijloc a unei table groase este mai mică decât cea de la suprafață. Microstructura suprafeței și centrului pot fi astfel foarte diferite dacă nu este prevăzută eliminarea sensibilității acestora la diferența în viteza de răcire la suprafața și centrul tablei. în această privință, adaosurile de aliere Mn și Mo și în special adaosul combinat de Mo și B, sunt în mod particular eficiente. în prezenta invenție, aceste adaosuri sunt optimizate pentru duritate, sudabilitate, DBTT mic și considerente privind costul. După cum s-a menționat anterior în prezenta descriere, din punct de vedere al scăderii DBTT, este esențial ca adaosurile de aliere totale BCC să fie menținute la un minimum. Aceste cerințe ale prezentei invenții, precum și altele sunt îndeplinite prin chimia preferată și prin intervalele stabilite.
(3) Capacitatea de sudură pentru sudura cu aport scăzut de căldură.
Oțelurile conform prezentei invenții au capacitatea de sudură superioară. Problema cea mai importantă, în special în sudura cu aport mic de căldură, este fisurarea la rece sau fisurarea cu hidrogen în HAZ granulat grosier. S-a găsit că pentru oțelurile conform prezentei invenții, susceptibilitatea la fisurare este afectată critic de conținutul de carbon și tipul microstructurii HAZ, și nu de duritatea și echivalentul de carbon, care au fost considerate a fi parametri critici în stadiul cunoscut. în scopul de a evita fisurarea la rece când oțelul trebuie
RO 120413 Β1 sudat în condiții de sudură fără sau cu preîncălzire mică (mai mică de aproximativ 100’C 1 (212°F)), limita superioară preferată pentru adăugarea de carbon este de aproximativ 0,1% în greutate. Așa cum este utilizat în prezenta descriere, dar fără a limita prezenta invenție 3 în vreun aspect, sudura cu aport de căldură mic reprezintă sudura cu energii ale arcului de până la aproximativ 2,5 kilojoules per milimetru (kJ/mm) (7,6 kj/inch). 5
Bainita inferioară sau microstructurile de martensită în plăcuțe auto-revenite oferă rezistență superioară la fisurarea la rece. Alte elemente de aliere în oțelurile conform prezen- 7 tei invenții sunt echilibrate cu grijă, în funcție de cerințele de duritate și rezistență, pentru a asigura formarea acestor microstructuri dorii cu granule grosiere în HAZ. Rolul elementelor 9 de aliere în brama de oțel.
Rolul diferitelor elemente de aliere și limitele preferate ale concentrațiilor acestora în 11 prezenta invenție sunt prezentate în continuare:
Carbonul (C) este unul din cele mai eficiente elemente de rezistență din oțel. El se 13 combină, de asemenea, cu formatorii de carbură din oțel, cum ar fi Ti, Nb, și V cu obținerea inhibării creșterii granulei și durcisarea precipitării. Carbonul îmbunătățește, de asemenea, 15 călibilitatea, adică, capacitatea de a forma microstructuri mai tari și mai puternice în oțel în timpul răcirii. Dacă conținutul de carbon este mai mic de aproximativ 0,04% în greutate, în 17 general nu este suficient pentru a induce durificarea dorită, adică o rezistență la tracțiune mai mare de 830 MPa (120 ksi) în oțel. Dacă conținutul de carbon este mai mare de aproximativ 19 0,12% în greutate, în general oțelul este susceptibil la rupere la rece în timpul sudării și duritatea este redusă în tabla de oțel și în HAZ la sudură. Conținutul de carbon în intervalul de 21 la aproximativ 0,04% în greutate la aproximativ 0,12% în greutate este preferat pentru a produce microstructurile HAZ dorite, adică martensită în plăcuțe auto-revenită și bainită infe- 23 rioară. Și mai preferabil, limita superioară pentru conținutul de carbon este de aproximativ 0,07% în greutate. 25
Manganul (Mn) este un durificator de matrice în oțeluri și de asemenea contribuie la călibilitate. Adăugarea de Mn este folositoare pentru obținerea întârzierii în timp dorit a trans- 27 formării bainitei în incubația austenitei. O cantitate minimă de 0,5% în greutate Mn este preferată pentru obținerea rezistenței înalte dorite la grosimi de tablă care depășesc aproximativ 29
2,5 cm (1 inch), și un minimum de cel puțin aproximativ 1,0% în greutate Mn este chiar mai preferat. 31
Totuși, prea mult Mn poate fi dăunător pentru duritate, astfel că limita superioară de aproximativ 2,5% în greutate Mn este preferată în prezenta invenție. Această limită supe- 33 rioară este, de asemenea, preferată pentru a minimiza substanțial segregarea pe linia de centru care tinde să se manifeste la Mn ridicat și în oțelurile turnate continuu și ne-uniformi- 35 tatea în grosime a microstructurii și proprietăților.
Mai preferabil, limita superioară a conținutului de Mn este de aproximativ 1,8% în 37 greutate. Dacă conținutul de nichel este crescut la peste aproximativ 3% în greutate, rezistența înaltă dorită poate fi obținută fără adăugare de mangan. Ca urmare, într-un sens larg, 39 este preferat până la aproximativ 2,5% în greutate Mn.
Siliciul (Si) este adăugat la oțel pentru scopuri de dezoxidare și este preferat pentru 41 acest scop un minimum de aproximativ 0,01 % în greutate. Totuși, Si este un stabilizator BCC puternic și astfel mărește DBTT și are și un efect advers asupra durității. Pentru aceste 43 motive, dacă este adăugat Si, este preferată o limită superioară de aproximativ 0,5% în greutate Si. Mai preferat, limita superioară pentru conținutul de Si este aproximativ 0,1 % în greu- 45 tate. Siliciul nu este întotdeauna necesar pentru deoxidare deoarece aceeași funcție o poate efectua aluminiul sau titanul. 47
RO 120413 Β1
Niobiul (Nb) se adaugă pentru a promova afinarea granulei microstructurii laminate de oțel, care îmbunătățește atât rezistența cât și duritatea. Precipitarea carburii de niobiu în timpul laminării la cald întârzie recristalizarea și inhibă creșterea granulei, prin aceasta asigurând un mijloc de afinare a granulei de austenită. Din aceste motive, este preferat cel puțin aproximativ 0,02% în greutate Nb. Totuși, Nb este un stabilizator BCC puternic și prin urmare crește DBTT. Prea mult Nb poate fi dăunător pentru capacitatea de sudură și tenacitatea HAZ, astfel că este preferat un maximum de aproximativ 0,1% în greutate. Mai preferat, limita superioară pentru conținutul de Nb este de aproximativ 0,05% în greutate.
Titanul (Ti) adăugat într-o cantitate mică, este eficient în formarea de particule fine de nitrură de titan (TiN) care afinează dimensiunea granulei oțelului atât în structura laminată cât și în HAZ. Așadar, duritatea oțelului este îmbunătățită. Ti se adaugă într-o astfel de cantitate încât raportul gravimetric Ti/N este de preferință de aproximativ 3,4. Ti este un stabilizator BCC puternic și astfel mărește DBTT. Ti excesiv manifestă tendința de a deteriora duritatea oțelului prin formare de particule grosiere de TiN sau carbură de titan (TiC). Un conținut de Ti sub aproximativ 0,008% în greutate, în general, nu poate asigura o dimensiune a granulei suficient de fină sau leagă N în oțel ca în TiN în timp ce mai mult de aproximativ 0,03% în greutate poate produce deteriorarea durității. Mai preferat, oțelul conține cel puțin aproximativ 0,01% în greutate Ti și nu mai mult de aproximativ 0,02% în greutate Ti.
Aluminiul (Al) este adăugat la oțelurile conform prezentei invenții pentru deoxidare. Pentru acest scop este preferat cel puțin aproximativ 0,001% în Al, și cel puțin aproximativ 0,005% în greutate Al este chiar mult mai preferat Al leagă azotul dezvoltat în HAZ. Totuși, Al este un stabilizator BBC puternic și prin urmare mărește DBTTul. Dacă conținutul de Al este prea ridicat, adică peste aproximativ 0,05% în greutate, există o tendință pentru a forma incluziuni de oxid de aluminiu (AI2O3), care tind a fi dăunătoare pentru duritatea oțelului și a HAZ. Și mai preferat, limita superioară pentru conținutul de Al este deaproximativ 0,03% în greutate.
Molibdenul (Mo) mărește călibilitatea oțelului la călirea directă, în special în combinație cu bor și niobiu. Mo este de asemenea dorit pentru promovarea incubației austenitei. Pentru aceste motive, este preferat cel puțin aproximativ 0,1% în greutate Mo, și mult mai preferat este cel puțin aproximativ 0,2% în greutate Mo. Cu toate acestea, Mo este un stabilizator BCC puternic și prin urmare mărește DBTT. Mo în exces produce crăparea la rece la sudură, și de asemenea tinde a deteriora tenacitatea oțelului și HAZ, astfel că este preferat un maximum de aproximativ 0,8% în greutate Mo și mult mai preferat este un maximum de aproximativ 0,4% în greutate Mo.
Crom (Cr) manifestă tendința de a crește călibilitatea oțelului la călirea directă în cantități mici, Cr conduce la stabilizarea austenitei. Cr îmbunătățește și rezistența la coroziune și rezistența la crăpături indusă de hidrogen (HIC). Similar cu Mo, excesul de Cr manifestă tendința de a produce fisurarea la rece a articolelor sudate și manifestă tendința de a deteriora duritatea oțelului și a HAZ, astfel că dacă se adaugă Cr este preferat un maximum de aproximativ 1,0% în greutate Cr. Mai preferabil, conținutul de Creste de aproximativ 0,2% în greutate până la aproximativ 0,6% în greutate.
Nichelul (Ni) este un important adaos de aliere pentru oțelurile conform prezentei invenții cu obținerea DBTT dorit, în special în HAZ. Este unul din cei mai puternici stabilizatori FCC în oțel. Adăugarea de Ni la oțel îmbunătățește alunecarea transversală și prin aceasta reduce DBTT. Chiar dacă nu în aceeași măsură ca Mn și Mo, adăugarea de Ni la oțel promovează, de asemenea, călibilitatea și în consecință uniformitate în grosime a microstructurii și proprietăților, cum ar fi rezistența și tenacitatea în secțiuni groase. Adăugarea de Ni este, de asemenea, folositoare pentru obținerea întârzierii în timp dorite pentru
RO 120413 Β1 transformarea bainitei necesare în incubație austenitei. Pentru obținerea DBTT dorit în HAZ 1 sudat, conținutul minim de Ni este de preferință aproximativ 1,0% în greutate, mai preferat aproximativ 1,5% în greutate. Deși Ni este un element de aliere costisitor, conținutul de Ni 3 al oțelului este de preferință mai mic de aproximativ 3,0% în greutate, de preferat mai mic de aproximativ 2,5% în greutate, preferabil mai mic de aproximativ 2,0% în greutate, și mai 5 preferabil mai mic de aproximativ 1,8% în greutate, pentru a minimiza substanțial prețul de cost al oțelului. 7
Cuprul (Cu) este un element dorit de aliere pentru a stabiliza austenita în vederea obținerii microstructurii microlaminate. Pentru acest scop, de preferință, este adăugat cel 9 puțin aproximativ 0,1% în greutate Cu, mai preferabil cel puțin aproximativ 0,2% în greutate. Cuprul este de asemenea un stabilizator FCC în oțel și în cantități mici poate contribui la scă- 11 derea DBTT și este, de asemenea, benefic pentru rezistența la coroziune și HIC. în cantități mai mari, Cu induce întărirea excesivă a precipitării prin intermediul precipitării cuprului. 13 Această precipitare, dacă nu este controlată corect, poate reduce duritatea și mări DBTT atât în placa de bază cât și în HAZ. Cantități mai mari de Cu pot produce fragilizări în timpul tur- 15 nării bramei și a laminării la cald, care necesită adăugare de Ni pentru atenuare. Pentru motivele de mai sus, este preferată o limită superioară de aproximativ 1,0% în greutate Cu și 17 o limită superioară mult mai preferată de aproximativ 0,5% în greutate.
Borul (B) în cantități mici poate mări călibilitatea oțelului și promovează formarea 19 microstructurilor oțelului de martensit în plăcuțe, bainită inferioară și ferită prin suprimarea formării de bainită superioară, atât în placa de bază cât și HAZ granulat grosier. în general, 21 cel puțin aproximativ 0,0004% în greutate B este necesar pentru acest scop. Dacă se adaugă bor la oțelurile conform prezentei invenții, acesta este preferat de la aproximativ 23 0,0006% în greutate până la aproximativ 0,0020% în greutate, și mult mai preferată este o limită superioară de aproximativ 0,0010% în greutate. Totuși, adăugarea borului poate să nu 25 fie necesară dacă alt component de aliere în oțel oferă călibilitatea adecvată și microstructura dorită. 27 (4) Compoziția de oțel preferată când este necesar un tratament termic după sudură (PWHT) 29
PWHT este efectuat în mod normal la temperaturi ridicate, de exemplu, mai mari de aproximativ 540°C (1000’F). Expunerea termică la PWHT poate conduce la o pierdere de 31 rezistență în placa de bază precum și în HAZ sudat datorită înmuierii microstructurii asociată cu recuperarea substructurii (adică, pierderea avantajelor de prelucrare) și creșterea particu- 33 lelor de cementită. Pentru a depăși aceasta, chimia oțelului de bază, după cum s-a descris mai sus, este de preferință modificată prin adăugarea unei cantități mici de vanadiu. Vanadiul 35 se adaugă pentru durcisarea precipitării prin formarea de particule fine de carbură de vanadiu (VC) în oțelul de bază și HAZ, după PWHT. Această durificare are rolul de a compensa 37 substanțial reducerea rezistenței prin PWHT. Totuși, durificarea excesivă prin VC trebuie evitată deoarece poate micșora duritatea și mări DBTT atât în placa de bază cât și în HAZ. Din 39 aceste motive, în prezenta invenție o limită superioară preferată pentru V este de aproximativ 0,1% în greutate. Limita inferioară este de preferință aproximativ 0,02% în greutate. Mai 41 preferat, în oțel se adaugă aproximativ 0,03% în greutate până la aproximativ 0,05% în greutate V. 43
Această combinație a proprietăților în oțelurile conform prezentei invenții oferă un cost redus permițând tehnologia anumitor operații la temperatură criogenică, de exemplu, 45 stocarea și transportul de natural gaz la temperaturi scăzute. Aceste noi oțeluri pot asigura economii semnificative a costului materialului pentru utilizări la temperaturi criogenice față 47 de oțelurile comerciale cunoscute din stadiul tehnicii, care în general necesită conținuturi mai
RO 120413 Β1 mari de nichel (până la aproximativ 9% în greutate) și au rezistențe mult mai scăzute (mai puțin de aproximativ 830 MPa (120 ksi)). Chimia și microstructura sunt utilizate pentru a scădea DBTT și asigură proprietăți mecanice uniforme în grosime pentru grosimi ale secțiunii care depășesc aproximativ 2,5 cm. (1 inch). Aceste noi oțeluri, de preferință, au conținuturi de nichel mai mici de aproximativ 3% în greutate, rezistență la tracțiune mai mare de 830 MPa (120 ksi), de preferință mai mare de aproximativ 860 MPa (125 ksi), și mai preferat mai mare de aproximativ 900 MPa (130 ksi), temperaturi de traziție de la ductil la casant (DBTT) aproximativ sub 73°C (-100Τ), și oferă duritate excelentă la DBTT. Acest noi oțeluri pot avea o rezistență la tracțiune mai mare de aproximativ 930 MPa (135 ksi), sau mai mare de aproximativ 965 MPa (140 ksi), sau mai mare de aproximativ 1000 MPa (145 ksi). Conținutul de nichel al acestor oțeluri poate fi crescut peste aproximativ 3% în greutate dacă se dorește a îmbunătăți performanța după sudură. Fiecare 1 % în greutate nichel adăugat poate duce la scăderea DBTT a oțelului cu aproximativ 10°C (18°F). Conținutul de nichel este de preferință mai mic de 9% în greutate, de preferabil mai mic de aproximativ 6% în greutate. Conținutul de nichel este de preferință minimizat în scopul de a minimiza prețul de cost al oțelului.
Deși invenția a fost descrisă prin una sau mai multe realizări preferate, trebuie înțeles că pot fi făcute și alte modificări fără a ieși din de sfera de protecție a prezentei invenții.
Dicționar de termeni:
- Temperatura de transformare Acț temperatura la care începe să se formeze austenita în timpul încălzirii;
- Temperatura de transformare A^: temperatura la care este terminată transformarea feritei în austenita în timpul încălzirii;
- AI2O3: oxid de aluminiu;
- Temperatura de transformare AR3: temperatura la care austenita începe să se trans
-BCC:
-Viteză de răcire:
forme în ferită în timpul răcirii; rețea cubică cu volum centrat;
viteza de răcire la centru, sau substanțial la centru, grosimii tablei;
- CRSS (efortul de forfecare rezolvat critic): o proprietate intrinsecă a oțelului, sen- Temperatura criogenică:
sibilă la ușurința cu care dislocările pot aluneca transversal la deformare, adică, un oțel în care alunecarea transversală este mai ușoară are și un CRSS scăzut și ca urmare un DBTT scăzut; orice temperatură mai mică de aproximativ
-40°C (-40T);
- DBTT (Temperatura de tranziție de la ductil la casant): delimitează cele două regimuri de rupere în oțeluri structurale; la tem peraturi sub DBTT, defectul se manifestă prin ruperea prin clivaj la energie redusă, în timp ce la tempe râturi mai mari de DBTT, defectele au tendința să apară prin ruperea ductilă la energie ridicată;
-FCC:
- granulă:
Cubic cu fețe centrate un cristal individual într-un material policristalin.
RO 120413 Β1
- limita granulei: o zonă îngustă din material corespunzător1 tranziției de la o orientare cristalografică la alta, separând astfel o granulă de alta;3
- HAZ: zona afectată de căldură;
- HIC: fisurare indusă de hidrogen;5
- limita unghiului înalt sau interfața: limita sau interfața care se comportă efectiv ca o limită a granulei la unghi înalt, adică tendința de 7 a curba o fisură care se propagă sau o ruptură și, astfel, induce sinuozitate în traseul rupturii;9
- limita granulei la unghi înalt: o limită a granulei care separă două granule adiacente a căror orientări cristalografice diferă 11 cu mai mult de aproximativ 8’;
- HSLA: aliaj slab cu rezistență înaltă ;13
- reîncălzire intercritică: încălzit sau reîncălzit la o temperatură de la apro ximativ temperatura de transformare Ac, la apro 15 ximativ temperatura de transformare AC3;
- oțel slab aliat: oțel care conține fier și mai puțin de aproximativ17
10% în greutate total aditivi de aliere;
- limita granulei la unghi inferior: limita unei granule care separă două granule19 adiacente a căror orientări cristalografice diferă cu mai puțin de aproximativ 8°;21
- sudură cu aport de căldură scăzut: sudura cu arc la energii până la aproximativ
2,5 kJ/mm(7,6 kJ/inch);23
- MA: martensită-austenită;
- Temperatura de transformare M5: temperatura la care începe transformarea25 austenitei în martensită în timpul răcirii
- “predominant”: reprezină, în prezenta invenție, cel puțin aproxi 27 mativ 50 procente de volum;
- dimensiunea anterioară a granulei de austenită: dimensiunea medie a granulei de 29 austenită într-o tablă de oțel laminată la cald înainte de laminare în intervalul de temperatură 31 în care austenită nu recristalizează;
- călire: în prezenta invenție, reprezintă răcirea accelerată 33 prin orice mijloace prin care este utilizat un fluid ales pentru tendința lui de a crește viteza de răcire 35 a oțelului, spre deosebire de răcirea cu aer;
- Temperatura de oprire a călirii (QST): temperatura cea mai înaltă, sau substanțial 37 cea mai înaltă, atinsă la suprafața tablei, după oprirea călirii, din cauza căldurii transmise de la 39 jumnătatea grosimii tablei;
- bramă: o bucată de oțel de orice dimensiune;41
- “Sub vid”: suprafața interfacială totală a limitelor la unghi înalt per unitate de volum în tabla de oțel;43
- rezistența la tracțiune: în testul de tracțiune, raportul dintre sarcina maximă și suprafața secțiunii transversale inițiale; 45
- TiC : carbură de titan;
- TiN: nitrură de titan;47
- Temperatura Tm: temperatura sub care austenita nu recristalizează și prelucrarea prin laminare controlată termo- 49 mecanică.
Claims (22)
- Revendicări1. Procedeu pentru producerea unei table de oțel, cu microstructură microlaminată, conținând aproximativ 2% voi. până la aproximativ 10% voi. straturi peliculare de austenită și aproximativ 90% voi până la aproximativ 98% voi. plăcuțe predominant de martensită fin granulată și bainită inferioară fin granulată, caracterizat prin aceea că este realizat prin etapele:a) încălzirea unei brame de oțel semifabricat, la o temperatură de reîncălzire suficient de ridicată pentru (i) a omogeniza substanțial respectiva bramă de oțel, (ii) dizolvarea substanțială a tuturor carburilor și carbonitrurilor de niobiu și vanadiu în respectiva bramă de oțel și (iii) stabilizarea granulelor fine de austenită inițiale în respectiva bramă de oțel;b) reducerea respectivei brame de oțel pentru a forma o tablă de oțel prin una sau mai multe treceri de laminare la cald, într-un prim interval de temperaturi în care austenita recristalizează, superior limitei Tnr de recristalizare a austenitei;c) reducerea, în continuare, a respectivei table de oțel în una sau mai multe treceri de laminare la cald, într-un al doilea interval de temperaturi, aproximativ sub temperatura Tnr și aproximativ peste temperatura de transformare Ăr3;d) călirea respectivei table de oțel la o viteză de răcire între aproximativ 10’C/s și aproximativ 40’C/s (18°F/s - 72°F/s) până la o temperatură de oprire a călirii situată cu maxim circa 100°C peste temperatura de transformare Ms;e) oprirea respectivei căliri pentru a facilita transformarea respectivei table oțel la o microstructură microlaminată cu aproximativ 2% voi. până la aproximativ 10% voi. de straturi peliculare de austenită și aproximativ 90% voi.până la aproximativ 98% voi. plăcuțe predominant din martensită fin granulată și bainită inferioară fin granulată.
- 2. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că respectiva temperatură de reîncălzire, din etapa (a), este între aproximativ, 955’C și aproximativ 1065’C, (1750’F- 1950T).
- 3. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că respectivele granule inițiale fine de austenită, din etapa (a), au o dimensiune a granulei mai mică de aproximativ 120 μ.
- 4. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că, în etapa (b), are loc o reducere în grosime a respectivei brame de oțel de aproximativ 30% până la aproximativ 70%.
- 5. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că, în etapa (c), are loc o reducere în grosime a respectivei table de oțel de aproximativ 40% până la aproximativ 80%.
- 6. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că acesta cuprinde și etapa de supunere a respectivei table de oțel, răcirii cu aer de la respectiva temperatură de oprire a călirii până la temperatura camerei.
- 7. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că acesta cuprinde și etapa de menținere a respectivei table de oțel substanțial izoterm la respectiva temperatură de oprire a călirii timp de până la aproximativ 5 min.
- 8. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că acesta cuprinde și etapa de răcire lentă a respectivei table de oțel la respectiva temperatură de oprire a călirii la o viteză mai mică de aproximativ 1,0°C/s (1,8’F/s) timp de până la aproximativ 5 min.
- 9. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că respectiva bramă de oței din etapa (a) cuprinde fier și următoarele elemente de aliere, în procente de greutate:- aproximativ 0,04% până la aproximativ 0,12% C,- cel puțin aproximativ 1% Ni,RO 120413 Β1- aproximativ 0,1% până la aproximativ 1,0% Cu,1- aproximativ 0,1% până la aproximativ 0,8% Mo,- aproximativ 0,02% până la aproximativ 0,1% Nb,3- aproximativ 0,008% până la aproximativ 0,03% Ti,- aproximativ 0,001% până la aproximativ 0,05% Al, și5- aproximativ 0,002% până la aproximativ 0,005% N.
- 10. Procedeu conform revendicării 9, caracterizat prin aceea că respectiva bramă 7 de oțel cuprinde mai puțin de aproximativ 6% în greutate Ni.
- 11. Procedeu conform revendicării 9, caracterizat prin aceea că respectiva bramă 9 de oțel cuprinde mai puțin de aproximativ 3% în greutate Ni și cuprinde suplimentar aproximativ 0,5% în greutate până la aproximativ 2,5% în greutate Mn. 11
- 12. Procedeu conform revendicării 9, caracterizat prin aceea că respectiva bramă de oțel mai conține și cel puțin un aditiv selectat din grupa formată din: până la aproximativ 13 1,0% în greutate Cr, până la aproximativ 0,5% în greutate Si, aproximativ 0,02% în greutate până la aproximativ 0,10% în greutate V, și până la aproximativ 2,5% în greutate Mn. 15
- 13. Procedeu conform revendicării 9, caracterizat prin aceea că respectiva bramă de oțel mai conține și aproximativ 0,0004% în greutate până la aproximativ 0,0020% în 17 greutate B.
- 14. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că, după etapa (e), 19 respectiva tablă de oțel are o temperatură de tranziție: ductil - casant, TDC mai mică de aproximativ-73°C(-100°F) atât în respectiva tablă de bază cât și în zona afectată termic și are o 21 rezistență la tracțiune mai mare de 830 MPa (120 ksi).
- 15. Tablă de oțel cu microstructură microlaminată, conținând aproximativ 2% voi. 23 până la aproximativ 10% voi. straturi peliculare de austenită și aproximativ90% voi. până la aproximativ 98% voi. plăcuțe de martensită fin granulată și bainită inferioară fin granulată, 25 cu o rezistența la rupere mai mare de 830 Mpa (120 ksi), și temperatura Toc mai mică de aproximativ -73^0 (-100T) atât în respectiva tablă de oțel cât și în zona afectată termic și în 27 care respectiva tablă de oțel este produsă dintr-o bramă de oțel reîncălzit care conține fier și următoarele elemente de aliere, în procentele de greutate:29- aproximativ 0,04% până la aproximativ 0,12% C,- cel puțin aproximativ 1% Ni,31- aproximativ 0,1% până la aproximativ 1,0% Cu,- aproximativ 0,1 % până la aproximativ 0,8% Mo,33- aproximativ 0,02% până la aproximativ 0,1% Nb,- aproximativ 0,008% până la aproximativ 0,03% Ti,35- aproximativ 0,001% până la aproximativ 0,05% Al, și- aproximativ 0,002% până la aproximativ 0,005% N.37
- 16. Tablă de oțel, conform revendicării 15, caracterizată prin aceea că respectiva bramă de oțel cuprinde mai puțin de aproximativ 6% în greutate Ni.39
- 17. Tablă de oțel, conform revendicării 15, caracterizată prina ceea că respectiva bramă de oțel cuprinde mai puțin de aproximativ 3% în greutate Ni și cuprinde suplimentar 41 aproximativ' 0,5% în greutate până la aproximativ 2,5% în greutate Mn.
- 18. Tablă de oțel, conform revendicării 15, caracterizată prin aceea că, mai conține 43 cel puțin un aditiv selectat din grupul format din: până la aproximativ 1,0% în greutate Cr, până la aproximativ 0,5% în greutate Si, aproximativ 0,02% în greutate până la aproximativ 45 0,10% în greutate V, și până la aproximativ 2,5% în greutate Mn.
- 19. Tablă de oțel, conform revendicării 15, caracterizată prinaceea că mai conține 47 și aproximativ 0,0004% în greutate până la aproximativ. 0,0020% în greutate B.RO 120413 Β11
- 20. Tablă de oțel conform revendicării 15, caracterizată prin aceea că respectiva microstructură micro-laminată este optimizată pentru a maximiza substanțial sinuozitatea3 traseului fisurii prin prelucrare prin laminare termo-mecanică controlată care conferă o multitudine de interfețe la unghi înalt între numita plăcuță de martensită fin granulată și5 bainită inferioară granulată fin și respectivele straturi peliculare de austenită.
- 21. Procedeu conform revendicării 1, caracterizat prin aceea că, pentru mărirea7 rezistenței la propagarea crăpăturilor dintr-o tablă de oțel cu microstructură microlaminată, acestă microstructură este optimizată pentru a maximiza substanțial sinuozitatea traseului9 fisurii prin prelucrare prin laminare termomecanică controlată, care conferă o multitudine de interfețe la unghi înalt între plăcuțele de martensită fin granulată și de bainită inferioară 11 granulată fin și straturile peliculare de austenită.
- 22. Procedeu conform revendicării 21, caracterizat prin aceea că respectiva 13 rezistență la formarea crăpăturilor a respectivei table de oțel este mărită în continuare și rezistența la propagarea crăpăturilor zonelor afectate termic ale respectivei table de oțel 15 când este sudată este îmbunătățită prin adăugarea a cel puțin aproximativ 1,0% în greutate Ni și cel puțin aproximativ 0,1% în greutate Cu și prin minimizarea substanțială a adăugării 17 de elemente de stabilizare a rețelei cubice cu volum centrat.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US6825297P | 1997-12-19 | 1997-12-19 | |
| PCT/US1998/012705 WO1999032670A1 (en) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RO120413B1 true RO120413B1 (ro) | 2006-01-30 |
Family
ID=22081370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| ROA200000628A RO120413B1 (ro) | 1997-12-19 | 1998-06-18 | Procedeu pentru producerea unei table de oţel, cu microstructură microlaminată şi tablă de oţel cu microstructură microlaminată |
Country Status (44)
Families Citing this family (50)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| TW436597B (en) * | 1997-12-19 | 2001-05-28 | Exxon Production Research Co | Process components, containers, and pipes suitable for containign and transporting cryogenic temperature fluids |
| KR100679898B1 (ko) * | 2000-02-29 | 2007-02-07 | 아사히 가라스 가부시키가이샤 | 불소함유 화합물 및 발수발유제 조성물 |
| 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 |
| EP1411142B1 (en) * | 2002-10-17 | 2006-03-08 | Ntn Corporation | Full-type rolling bearing and roller cam follower for engine |
| FR2847270B1 (fr) * | 2002-11-19 | 2004-12-24 | Usinor | Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue |
| FR2847271B1 (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 |
| US7736447B2 (en) | 2003-12-19 | 2010-06-15 | Nippon Steel Corporation | Steel plates for ultra-high-strength linepipes and ultra-high-strength linepipes having excellent low-temperature toughness and manufacturing methods thereof |
| US7594762B2 (en) | 2004-01-09 | 2009-09-29 | Ntn Corporation | Thrust needle roller bearing, support structure receiving thrust load of compressor for car air-conditioner, support structure receiving thrust load of automatic transmission, support structure for continuously variable transmission, and support structure receivin |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| CA2844718C (en) * | 2009-01-30 | 2017-06-27 | Jfe Steel Corporation | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof |
| EP2392681B1 (en) * | 2009-01-30 | 2019-03-13 | JFE Steel Corporation | Heavy gauge, high tensile strength, hot rolled steel sheet with excellent hic resistance and manufacturing method therefor |
| 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 |
| BR112013017180A2 (pt) * | 2011-01-28 | 2016-09-20 | Exxonmobil Upstream Res Co | metais de solda de alta dureza com superior resistência ao rasgamento dúctil |
| 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 |
| WO2014171427A1 (ja) | 2013-04-15 | 2014-10-23 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| 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 |
| EP3260565B1 (en) | 2015-02-20 | 2019-07-31 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| EP3263729B1 (en) | 2015-02-25 | 2019-11-20 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| KR102186320B1 (ko) | 2016-08-05 | 2020-12-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 및 도금 강판 |
| 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 |
| PL3585916T3 (pl) | 2017-02-27 | 2021-05-04 | Nucor Corporation | Cykl termiczny do rozdrabniania ziaren austenitu |
| CN110574228B (zh) | 2017-04-11 | 2022-01-28 | 惠普发展公司，有限责任合伙企业 | 用于显示面板的框架中的天线 |
| 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 |
| 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 |
| 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) |
| 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 |
| KR100206151B1 (ko) * | 1995-01-26 | 1999-07-01 | 다나카 미노루 | 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강 |
| CA2187028C (en) | 1995-02-03 | 2001-07-31 | Hiroshi Tamehiro | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent low temperature toughness |
| 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 PL PL98341292A patent/PL341292A1/xx unknown
- 1998-06-18 EP EP98934146A patent/EP1047798A4/en not_active Withdrawn
- 1998-06-18 ID IDW20001390A patent/ID25499A/id unknown
- 1998-06-18 US US09/099,153 patent/US6251198B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 DE DE19882880T patent/DE19882880B4/de not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 KR KR10-2000-7006833A patent/KR100519874B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 BR BR9813689-5A patent/BR9813689A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 NZ NZ505338A patent/NZ505338A/en unknown
- 1998-06-18 CN CN98812446A patent/CN1098358C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 SK SK869-2000A patent/SK8692000A3/sk unknown
- 1998-06-18 RO ROA200000628A patent/RO120413B1/ro unknown
- 1998-06-18 CO CO98034681A patent/CO5060436A1/es unknown
- 1998-06-18 PE PE1998000527A patent/PE89299A1/es not_active Application Discontinuation
- 1998-06-18 RU RU2000119125/02A patent/RU2203330C2/ru not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 GB GB0013634A patent/GB2346895B/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 GE GEAP19985470A patent/GEP20043271B/en unknown
- 1998-06-18 WO PCT/US1998/012705 patent/WO1999032670A1/en not_active Application Discontinuation
- 1998-06-18 YU YU37600A patent/YU37600A/sh unknown
- 1998-06-18 TR TR2000/01796T patent/TR200001796T2/xx unknown
- 1998-06-18 HU HU0101606A patent/HU224520B1/hu not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 ES ES200050042A patent/ES2181566B1/es not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 CA CA002316970A patent/CA2316970C/en not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-18 AT AT0915398A patent/AT409267B/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 TN TNTNSN98100A patent/TNSN98100A1/fr unknown
- 1998-06-18 UA UA2000074219A patent/UA59425C2/uk unknown
- 1998-06-18 JP JP2000525584A patent/JP2001527153A/ja active Pending
- 1998-06-18 AU AU83739/98A patent/AU739791B2/en not_active Ceased
- 1998-06-18 IL IL13684398A patent/IL136843A/en not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 ZA ZA9805321A patent/ZA985321B/xx unknown
- 1998-06-18 CH CH01229/00A patent/CH695315A5/de not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 SI SI9820088A patent/SI20276A/sl not_active IP Right Cessation
- 1998-06-18 HR HR980345A patent/HRP980345B1/xx not_active IP Right Cessation
- 1998-06-19 AR ARP980102965A patent/AR013109A1/es unknown
- 1998-06-20 MY MYPI98002811A patent/MY119642A/en unknown
- 1998-06-20 EG EG71198A patent/EG22915A/xx active
- 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 |
|---|---|---|
| RO120413B1 (ro) | Procedeu pentru producerea unei table de oţel, cu microstructură microlaminată şi tablă de oţel cu microstructură microlaminată | |
| US6159312A (en) | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| US6254698B1 (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof | |
| US6066212A (en) | Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| JP2001511482A (ja) | 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼 | |
| AU8667498A (en) | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness | |
| JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
| AU8151198A (en) | Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| CZ20002140A3 (cs) | Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot | |
| MXPA00005794A (en) | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness | |
| 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 |