SE523757C2 - Ultrastarka stål med åldrad austinit och utmärkt seghet vid kryogen temperatur - Google Patents

Description

523 757 komma p.g.a. lågenergi k|yvningsfraktur (sprödhet), medan vid temperaturer över DBTT, tenderar fel att uppkomma p.g.a. högenergiduktilfraktur. Svetsa- de stål som används vid tillverkning av Iagrings- och transportbehållare för nämnda applikationer vid kryogen temperatur och för andra lastbärande upp- gifter vid kryogen temperatur måste ha DBTT väl under driftstemperaturen, såväl i basstålet som HAZ för att undvika fel p.g.a. lågenergik|yvningsfraktur.

Nickel innehållande stål som konventionellt används för strukturella applika- tioner vid kryogen temperatur, exempelvis stål med nickelinnehåll högre än 3 vikt-%, har låga DBTT, men har även relativt låga sträckhållfastheter. Kom- mersiellt tillgängliga 3,5 vikt-% nickel, 5,5 vikt-% nickel och 9 vikt-% nickel innehållande stål har typiskt DBTT av omkring -100°C (-150°F), -155°C (-250°F) respektive -175°C (-280°F), och sträckhållfastheter av upp till omkring 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) respektive 830 MPa (120 ksi).

För att få dessa kombinationer av styrka och seghet, utsätts stålen vanligtvis för dyrbart processande, exempelvis dubbel härdningsbehandling. l fallet med applikationer vid kryogen temperatur, används dessa kommersiella nickelinnehållande stål inom industrin för närvarande p.g.a. deras goda seg- het vid låga temperaturer, men man måste konstruera omkring deras relativt låga sträckhållfastheter. Konstruktionerna kräver vanligtvis överdimensione- rade ståltjocklekar för lastbärande applikationer vid kryogen temperatur. Att använda dessa nickelinnehållande stål i lastbärande applikationer vid kryo- gen temperatur tenderar sålunda att bli dyrt beroende på den höga kostna- den för stålet i kombination med de erforderliga ståltjocklekarna.

Ett antal kommersiellt tillgängliga, till teknikens ståndpunkt hörande låglege- rade stål med låg och medium kolhalt och av hög styrka (HSLA), exempelvis AlSl 4320 eller 4330 stål, har potential att erbjuda överlägsna draghållfast- heter (exempelvis högre ån omkring 830 MPa (120 ksi)) samt låg kostnad, men lider generellt av relativt höga DBTT, i synnerhet i den av svetsvärme påverkade zonen (HAZ). Med sådana stål finns generellt en tendens för svetsbarheten och lågtemperatursegheten att avta då sträckhållfastheten 10 15 20 25 30 523 757 ökar. Det är just detta skäl som gör att f.n. kommersiellt tillgängliga HSLA-stål av teknikens ståndpunkt generellt ej används för applikationer vid kryogen temperatur. Det höga DBTT i HAZ i dessa stål beror generellt på formeringen av oönskade mikrostrukturer härrörande från svetsningens termiska cykler i de grovkorniga och interkritiskt återuppvärmda HAZ, d.v.s. HAZ uppvärmda till en temperatur av från omkring Acj transformationstemperaturen till om- kring Ac3 transformationstemperaturen_ (Se ordlista för definition av Acj-Aca transformationstemperaturer). DBTI" ökar signifikant med ökande kornstorlek och skörgörande mikrostrukturella beståndsdelar, exempelvis martensit- austenit (MA) öar i HAZ. DBTT för HAZ i ett känt HSLA-stål, X10O pipeline för transport av olja och gas, är exempelvis högre än omkring -50°C (-60°F).

Det finns signifikanta incitament inom energilagrings- och transportsektorerna för att utveckla nya stål som kombinerar seghetsegenskaperna vid låg tem- peratur hos ovan nämnda kommersiellt tillgängliga nickelinnehållande stål med den höga styrkan och låga kostnaden hos HSLA-stål, och samtidigt härmed kunna erbjuda utmärkt svetsbarhet och den önskade tjocksektionka- pabiliteten, d.v.s. väsentligen ensartad mikrostruktur och egenskaper (styrka och seghet) i tjocklekar större än omkring 2,5 cm (1 tum).

I icke-kryogena applikationer, designas flertalet kommersiellt tillgängliga HSLA-stål enligt teknikens ståndpunkt och av lågt och medium kolinnehåll antingen till att ta en bråkdel av sina styrkor eller, alternativt, processas till lägre styrkor, beroende på deras relativt låga seghet vid höga styrkor, och detta görs för att man skall få acceptabel seghet. Detta sätt att approchera problemet leder i industriella tillverkningssammanhang till högre sektion- tjocklekar och därmed högre komponentvikter och i slutänden högre kostna- der än vad som skulle vara fallet om man fullt ut kunde utnyttja den stora potentialen till hög styrka som finns i HSLA-stål. I vissa kritiska applikationer, exempelvis växlar med hög prestanda, används stål innehållande mer än omkring 3 vikt-% nickel (exempelvis AlSl 48XX, SAE 93XX, etc.) för att man skall bibehålla tillräcklig seghet. Detta sätt att närma sig problemet leder till att man avsevärt straffas kostnadsmässigt för att få tillgång till den överlägs- 10 15 20 25' 30 523 757 na styrkan hos HSLA-stål. Ett annat problem som man möter med använd- ning av kommersiella standard HSLA-stàl är vätesprickning i HAZ, i synner- het när man nyttjar svetsning med låg värmeinmatning.

Det finns påtagliga ekonomiska incitament och definitivt behov vid industriell konstruktion av att med låg kostnad förbättra seghet i làglegerade stàl med höga och ultrahöga styrkor. Det finns i synnerhet behov av resonabelt pris- . satt stàl som har ultrahög styrka, exempelvis sträckhàllfasthet högre än 830 MPa (120 ksi), och utmärkt seghet vid kryogen temperatur, exempelvis DBTT lägre än omkring -73°C (-100°F), i både basplàten och HAZ, och som kan användas i kommersiella applikationer vid kryogen temperatur.

De primära syftena med uppfinningen är sålunda att förbättra HSLA- stàlteknologin enligt teknikens ståndpunkt för att vara applicerbar vid kryoge- na temperaturer, och förbättringen skall ske inom tre nyckelområden: (i) sänkning av DBTT till lägre än omkring -73°C (-100°F) i basstàlet och i svet- sen HAZ, (ii) àstadkommande av sträckhàllfasthet högre än 830 MPa (120 ksi), och (iii) àstadkommande av överlägsen svetsbarhet. Andra syften med uppfinningen är att åstadkomma nämnda HSLA-stàl med väsentligen ensartade mikrostrukturer och egenskaper genom hela tjockleken i tjocklekar större än omkring 2,5 cm (1 tum) och att göra detta med f.n. kommersiellt tillgänglig processteknik, så att användning av dessa stål i kommersiella pro- cesser vid kryogena temperaturer är ekonomiskt attraktivt.

ASAMMANFATTNING AV UPPFINNINGEN: I överensstämmelse med ovan nämnda syften med uppfinningen, tillhanda- hålls en processmetod där ett låglegerat stàlämne av den önskade kemin återuppvärms till lämplig temperatur för att därefter varmvalsas för att bilda stålplåt och snabbt kylas, vid slutet av varmvalsningen, genom forcerad kyl- ning med lämplig fluid, exempelvis vatten, till en lämplig kylningsstopptempe- rataur ((QST) för att ge en mikrolaminatmikrostruktur företrädesvis omfattan- de omkring 2 volym-% till omkring 10 volym-% austenitfilmskikt och omkring 10 15 20 25 30 523 757 90 volym-% till omkring 98 volym-% späljningar av till övervägande delen finkornig martensit och finkornig bainit. l en utföringsform av uppfinningen lutfkyls därefter stàlplàten till omgivningstemperatur. l en annan utföringsform hålls stàlplàten väsentligen isotermiskt vid QST under upp till omkring fem (5) minuter, följt av luftkylning till omgivningstemperatur. I ännu ett ytterligare utföringsform làngsamkyls stàlplàten med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F/sekund) under upp till omkring fem (5) minuter, följt av luftkylning till omgivningstemperatur. Såsom termen forcerad kylning (quenching) används vid beskrivning av uppfinningen, refererar den till ac- celererad kylning med vilka som helst medel, varvid det används en fluid vald för dess tendens att höja stålets kylningshastighet, till skillnad från luftkylning av stålet till omgivningstemperatur.

I överensstämmelse med ovan nämnda syften med uppfinningen, är dessut- om stål processade enligt uppfinnlngen speciellt lämpade för ett flertal appli- kationer vid kryogen temperatur i det att stàlen har följande karakteristikor, företrädesvis för stålplàtstjocklekar av omkring 2,5 cm (1 tum) och högre: (i) DBTT lägre än omkring -73°C (-100°F) i basstàlet och i svetsen HAZ, (ii) sträckhàllfasthet högre än 830 MPa (120 ksi), företrädesvis högre än omkring 860 MPa (125 ksi), och hellre företrädesvis högre än omkring 900 MPa (130 ksi), (iii) överlägsen svetsbarhet, (iv) väsentligen ensartad mikrostruktur och egenskaper genom hela tjockleken, och (v) förbättrad seghet jämfört med kommersiellt tillgängliga standard HSLA-stål. Dessa stål kan ha en sträck- hàllfasthet av högre än omkring 930 MPa (135 ksi), eller högre än omkring 965 MPa (140 ksi), eller högre än omkring 1000 MPa (145 ksi). __ BESKRIVNING AV RITNINGARNA: Fördelarna med uppfinningen kommer att förstås bättre med hänvisning till den följande beskrivningen och de bifogade ritningarna, där: Fig. 1 är ett schematiskt kontinuerligt kylnings-transformationsdiagram (CCT) utvisande hur processen med åldring av austinit enligt upp- 10 15 20 25 30 Fig. 2A Fgzß FgsA Fig. 3B Fig. 3C 523 757 finningen ger mikrolaminatmikrostruktur i ett stål enligt uppfinning- en; (känd teknik) schematiskt visar utbredning av en klyvningsspricka genom spjälgränser i en blandad mikrostruktur av lägre bainit och martensit i ett konventionellt stål; schematiskt visar en slingrande sprickbana beroende på närvaron av austinitfas i mikrolaminatmikrostrukturen i stål enligt uppfinning- en; visar schematiskt austinitkornstorlek i ett stàlämne efter återupp- värmning enligt uppfinningen; visar schematiskt austinitkornstorlek enligt känd teknik (se ordlista) i ett stàlämne efter varmvalsning i det temperaturintervall vari austinit kristalliserar, men innan varmvalsning i det temperaturintervall vari austinit ej rekristalliserar, enligt uppfinningen; och visar schematiskt den långsträckta, pannkak-typ komstrukturen i austinit, med den mycket fina effektiva kornstorleken i tvärtjockleks- riktningen, hos en stàlplåt efter fullbordande av ett TMCP enligt uppfinningen. Även om uppfinningen kommer att beskrivas i samband med de föredragna utföringsformerna, inses att uppfinningen ej är begränsad till detta. Uppfin- ningen är i stället avsedd att täcka samtliga alternativ, modifikationer och ek- vivalenter som kan inkluderas inom ramen för uppfinningen, så denna defini- eras i de bifogade kraven. 10 15 20 25 30 523 757 DETALJERAD BESKRIVNING AV UPPFINNINGEN: Uppfinningen hänför sig till utveckling av nya HSLA-stàl som tar sig an ovan nämnda utmaningar. Uppfinningen är baserad på en ny kombination av stål- kemi och processande för åstadkommande av både intrinsisk och mikro- strukturell seggöring för att sänka DBTT såväl som att förbättra seghet vid höga sträckhållfastheter. intrinsisk seghet åstadkoms genom den förnuftiga balansen mellan kristiska legeringsämnen i stålet, enligt vad som beskrivs i detalj i denna beskrivning. Mikrostrukturell seggöring härrör från att man åstadkommer mycket fin effektiv kornstorlek samt befrämjar mikrolaminatmik- rostruktur. Enligt vad som framgår av figur 2B, omfattar mikrolaminatmikro- strukturen i stål enligt uppfinningen företrädesvis alternerande spjälor 28, av till övervägande delen antingen finkornig lägre bainit eller finkornig martensit, och austenitfilmskikt 30. Medeltjockleken hos austenitfilmskikten 30 är före- trädesvis mindre än omkring 10 % av medeltjockleken för spjälorna 28. Me- deltjockleken för austenitfilmskikten 30 är ännu hellre omkring 10 nm och medeltjockleken för spjälorna 28 är omkring 0,2 mikron. Åldring av austinit används enligt uppfinningen för att underlätta formeringen av mikrolaminatmikrostrukturer genom att befrämja kvarhållande av de öns- kade austinitfilmskikten vid omgivningstemperaturer. Åldring av austinit är enligt vad som är välkänt för fackmannen en process där åldring av austinit i uppvärmt stål sker innan stålet kyls till det temperaturintervall vari austinit typiskt transformeras till bainit och/eller martensit. Det är känt inom området att åldring av austinit befrämjar termisk stabilisering av austinit. Den unika kombinationen av stålkemi och processande enligt uppfinningen ger tillräcklig fördröjningstid i uppstartandet av bainittransformationen efter att den forcera- de kylningen stoppats för att möjliggöra adekvat åldring av austiniten för for- mering av austinitfilmskikten i mikrolaminatmikrostrukturen. Ett stål som pro- cessas enligt uppfinningen utsätts enligt vad som exempelvis framgår av fig. 1 för styrd valsning 2 inom de angivna temperaturintervallen (och som kom- mer att beskrivas mera i detalj i det följande); därefter utsätts stålet för force- rad kylning 4 från startkylningspunkten 6 fram till stoppkylningspunkten 10 15 20 25 30 523 757 (d.v.s. QST) 8. Efter att den forcerade kylningen stoppats i stoppkylnings- punkten (QST) 8, (i) hålls i en utföringsform av uppfinningen stàlplàten vä- sentligen isotermiskt 'på QST under en tidsperiod, företrädesvis upp till om- kring 5 minuter, och luftkyls därefter till omgivningstemperatur, enligt vad som anges med den streckade linjen 12, (ii) i en annan utföringsform långsamkyls stälplåten från QST med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F/sek) under upp till omkring 5 minuter, innan stàlplåten tillåts luftkylas till omgivningstemperatur, enligt vad som anges med den streckprickade lin- jen 11, (iii) i ytterligare en utföringsform kan stålplåten tillåtas luftkylas till om- givningstemperatur enligt vad som visas med den prickade linjen 10. I endera av dessa utföringsformer kvarhålls austinitfilmskikten efter formering av lägre bainitspjälor i det lägre bainitomràdet 14 och martensitspjälor i martensitom- rådet 16. Det övre bainitomràdet 18 och ferrit/perlitområdet 19 undviks. För- bättrad åldring av austinit sker i stål enligt uppfinningen beroende på den nya kombinationen av stålkemi och processande som beskrivs i denna beskriv- ning.

Bainit- och martensitbeståndsdelarna och austinitfasen i mikrolaminatmikro- strukturen är designade för att exploatera de överlägsna bidragen i styrka från finkornig lägre bainit och finkornig spjälad martensit, och den överlägsna resistensen mot klyvningsfraktur hos austinit. Mikrolaminatmikrostrukturen är optimerad för att väsentligen maximera slingrigheten i sprickbanan, varige- nom man förbättrar motståndet mot sprickutbredning och åstadkommer av- sevärt mikrostrukturell seggöring. l överensstämmelse med det sagda, tillhandahålls en metod för att preparera en ultrastark stàlplåt som har mikrolaminatmikrostruktur omfattande omkring 2 volym-% till omkring 10 volym-% austinitfilmskikt och omkring 90 volym-% till omkring 98 volym-% spjälor av till övervägande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit, varvid metoden omfattar stegen av: (a) värmning av ett stålämne till àteruppvärmningstemperatur som är tillräckligt hög för att (i) väsentligen homogenisera stålämnet, (ii) lösa väsentligen samtliga karbi- 10 15 20 25 30 523 757 der och karbonitrider av niobium och vanadium i stålämnet, och (iii) etablera sina austinitinitialkorn i stàlämnet; (b) reducera stålämnet för att bilda stålplät i ett eller flera varmvalsningssteg i ett första temperaturintervall där austinit rekristalliserar; (c) ytterligare reducera stålplåten i ett eller flera varmvals- ningssteg i ett andra temperaturintervall under Tm-temperaturen och över omkring Ara-transformationstemperaturen; (d) forcerad kylning av stålplåten med en kylningshastighet av omkring 10°C per sekund till omkring 40°C per sekund (18°F/sek - 72°F/sek) till en kylningstopptemperatur (QST) under om- kring Ms-transformationstemperatur plus 100°C (180°F) och över omkring Ms- transformationstemperaturen; och (e) stoppande av den forcerade kylningen. l en utföringsform omfattar metoden enligt uppfinningen dessutom steget av att låta stålplåten luftkylas till omgivningstemperatur från QST. l en annan utföringsform omfattar metoden steget av att långsamkyla stålplåten från QST med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F/sek) under upp till omkring 5 minuter innan stålplåten tillåts luftkylas till omgivningstem- peraturen. Detta processande underlättar transformation av stålplåtens mik- rostruktur till omkring 2 volym-% till omkring 10 volym-% av austinitfilmskikt och omkring 90 volym-% till omkring 98 volym-% spjälor av till övervägande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit. (Se ordlista för definitioner av Tm-temperatur, och av Ar3- och Ms-transformationstemperaturer).

För att tillförsäkra seghet vid omgivnings- och kryogen temperatur, omfattar mikrolaminatets mikrostruktur företrädesvis till övervägande delen lägre bainit eller martensit. Det föredras att väsentligen minimera formeringen av skörgö- rande beståndsdelar såsom övre bainit, tvinnad martensit och MA. Definitio- nen "till övervägande” delen, såsom denna används vid beskrivning av upp- finningen och i kraven, betyder minst omkring 50 volym-%. Återstoden av mikrostrukturen kan omfatta ytterligare finkornig lägre bainit, ytterligare finkornig spjälad martensit, eller ferrit. Mikrostrukturen omfattar hellre minst omkring 60 volym-% till omkring 80 volym-% lägre bainit eller spjälad mar- tensit. Ännu hellre omfattar mikrostrukturen minst omkring 90 volym-% lägre bainit eller spjälad martensit. 10 15 20 25 30 523 757 10 Ett stålämne som processats enligt uppfinningen tillverkas pà kundanpassat sätt, och i en utföringsform omfattar det järn och följande legeringsämnen, företrädesvis i de viksintervall som anges i följande tabell I: Iítlell Legeringsämne intervall (vikt-%) kol (C) 0,04 - 0,12, hellre 0,04 - 0,07 mangan (Mn) 0,5 - 2,5, hellre 1,0 - 1,8 nickel (Ni) 1,0 - 3,0, hellre 1,5 - 2,5 koppar (Cu) 0,1 - 1,0, hellre 0,2 - 0,5 0,1 - 0,8, - hellre 0,2 - 0,05 0,02 - 0,1, hellre 0,02 - 0,005 morden (Mo) niobium (Nm) titan (Ti) 0,008 - 0,03, hellre 0,01 - 0,02 aluminium (Al) 0,001 - 0,05, hellre 0,005 - 0,03 kväve (N) 0,002 - 0,005, hellre 0,002 - 0,003 I vissa fall tillsätts krom (Cr) stålet, företrädesvis upp till omkring 1,0 vikt-%, och hellre företrädesvis omkring 0,2 vikt-% till omkring 0,6 vikt-%.

I vissa fall tillsätts kisel (Si) stålet, företrädesvis upp till omkring 0,5 vikt-%, hellre företrädesvis omkring 0,01 vikt-% till omkring 0,5 vikt-%, och ännu hell- re företrädesvis omkring 0,05 vikt-% till omkring 0,1 vikt-%.

Stålet innehåller företrädesvis minst omkring 1 vikt-% nickel. Nickelinnehållet i stålet kan höjas över omkring 3 vikt-% om så önskas för att förbättra pre- standa efter svetsning. Varje 1 vikt-% tillsats av nickel förväntas sänka DBTT hos stålet med omkring 10°C (18°F). Nickelinnehållet är företrädesvis mindre än 9 vikt-%, hellre företrädesvis mindre än omkring 6 vikt-%. Nickelinnehållet minimeras företrädesvis för att minimera stålets kostnad. Om nickelinnehållet 10 15 20 25 30 523 757 11 höjs till övre omkring 3 vikt-%, kan manganinnehållet sänkas under omkring 0,5 vikt-% ner till 0,0 vikt-%. l vissa fail tillsätts boron (B) stålet, företrädesvis upp till omkring 0,0020 vikt- %, och hellre företrädesvis omkring 0,0006 vikt-% till omkring 0,0010 vikt-%.

Dessutom minimeras restämnen företrädesvis väsentligen i stålet. Fosforin- nehållet (P) är företrädesvis mindre än omkring 0,01 vikt-%. Svavelinnehåilet (S) är företrädesvis mindre än omkring 0,004 vikt-%. Syreinnehàllet (O) är företrädesvis mindre än omkring 0,002 vikt-%.

Processande av stàlämnet (1) Sänkning av DBTT Åstadkommande av lågt DBTT, exempelvis lägre än omkring -73°C (-100°F), är en nyckelutmaning vid utveckling av nya HSLA-stål för applikationer vid kryogen temperatur. Den tekniska utmaningen är att bibehålla/höja den styr- ka som kan erhållas med f.n. existerande HSLA-teknologi samtidigt som man sänker DBTT, i synnerhet i HAZ. Uppfinningen nyttjar en kombination av le- gering och processande för att ändra både de intrinsiska och mikrostruktu- rella bidragen till frakturresistens på ett sätt som ger ett Iàglegerat stål med utmärkta kryogena temperaturegenskaper i basplåten och i HAZ, enligt vad som kommer att beskrivas i det följande.

Enligt uppfinningen exploateras den mikrostrukturella seggöringen för att sänka basstålets DBTT. Denna mikrostrukturella seggöring består av förfi- ning av tidigare austinitkornstorlek, modifikation av kornmorfologi genom termomekaniskt styrt valsningsprocessande (TMCP), och framställning av en mikrolaminatmikrostruktur inom de fina kornen, och allt detta syftar till att för- bättra den interfaciala arean hos högvinkelgränserna per volymenhet i stål- plåten. Termer "korn" såsom denna används i föreliggande sammanhang betyder enligt vad fackmannen känner individuell kristall i ett polykristallint 10 15 20 25 30 523 757 12 material, och ”korngräns” såsom detta används häri betyder en smal zon i en metall svarande mot övergången fràn en kristallografisk orientering till en an- annat. Termen nan, och sålunda separerande ett korn från ett ”högvinkelkorngräns" är en korngräns som separerar två intilliggande korn, vars kristallografiska orienteringar skiljer med mer än 8°. Termen "högvinkelgräns eller gränssnitt", såsom den används häri, är en gräns eller gränssnitt som effektivt verkar som högvinkelkorngräns, d.v.s. tenderar att avlänka en sig utbredande spricka eller fraktur och ger sålunda slingrighet i frakturbanan.

Bidraget från TMCP till den totala interfaciala arean hos högvinkelgränserna per volymenehet, Sv definieras av följande ekvation: Sv = šKHR +-š-) +0.63(r-30) där: d är medelkomstorleken för austinit i en varmvalsad stàlplàt innan valsning i det temperaturintervall vari austinit ej rekristalliserar (tidigare austinitkorn- storlek); R är reduktionsförhållandel (ursprunglig stàlämnestjocklek/slutlik stàlplåt- tjocklek); och r är reduktionen i procent av stålets tjocklek beroende pà varmvalsning i det temperaturintervall vari austinit ej rekristalliserar.

Inom den aktuella tekniken är det välkänt att när Sv hos stål ökar, minskar DBTT, beroende pà sprickavlänkning och den tillhörande slingrigheten i frakturbanan vid högvinkelgränserna. Vad gäller kommersiell TMCP praxis, 10 15 20 25 30 523 757 13 är värdet på R fixerat för en given plåttjocklek och den övre gränsen för vär- det pá r är typiskt 75. Med givna fixerade värden på R och r, kan Sv ökas väsentligt genom att minska d enligt vad som framgår av ekvationen ovan.

För att minska d i stàl enligt uppfinningen, används Ti-Nb-mikrolegering i kombination med optimerad TMCP praxis. Med samma totala grad av reduk- tion under varmvalsning/deformation, kommer ett stål med initialt finare me- delvärdeskornstorlek hos austinit att resultera i finare slutlig austinitkornme- delstorlek. Mängden av Ti-Nb-tillsatser enligt uppfinningen optimeras för låg àterupphettning samtidigt som den önskade inhiberingen av austinitkorntill- växt åstadkoms under TMCP. Såsom framgår av fig. 3A, används en relativt låg återuppvärmningstemperatur, företrädesvis mellan omkring 955°C och omkring 1.065 °C (1.750°F -1.950 °F), för att initialt erhålla en austinitkorn- medelstorlek D' mindre än omkring 120 mikron i det àteruppvärmda stàläm- net 32' innan värmedeformering. Processande enligt uppfinningen eliminerar den kraftiga austinitkorntillväxt som blir resultat av nyttjande av högre àter- uppvärmningstemperaturer, d.v.s. högre än omkring 1.095 °C (2.000°F), i konventionell TMCP. För att befrämja genom dynamisk rekristallisering indu- cerad kornförfining, nyttjas under varmvalsningen kraftiga reduktioner per passage större än omkring 10 % i det temperaturintervall vari austinit kristal- liserar. Såsom framgår av fig. 3B, ger processande enligt uppfinningen en initial genomsnittlig austinitkornstorlek D” (d.v.s. d) av mindre än omkring 30 mikron, företrädesvis mindre än omkring 20 mikron, och ännu hellre företrä- desvis mindre än omkring 10 mikron, i stålämnet 32” efter varmvalsning (de- formation) i det temperaturintervall vari austinit rekristalliserar, men innan varmvalsning i det temperaturintervall vari austinit ej rekristalliserar. För att åstadkomma effektiv reduktion av kornstorlek genom hela tjockleken utförs dessutom kraftiga reduktioner, företrädesvis överstigande omkring 70 % ku- mulativt i temperaturintervallet under omkring Tm-temperatur men över om- kring PQ-transformationstemperaturen. Såsom framgår av fig. 3C, leder TMCP enligt uppfinningen till formeringen av en långsträckt, pannkakliknande struktur i austinit i en slutvalsad stàlplàt 32"' med mycket fin effektiv korn- storlek D"' genom hela tjockleken, exempelvis effektiv kornstorlek D'” mindre 10 15 20 25 30 523 757 14 än omkring 10 mikron, företrädesvis mindre än omkring 8 mikron, och ännu hellre företrädesvis mindre än omkring 5 mikron, vilket sålunda förbättrar den interfaciala arean för högvinkelgränserna, exempelvis 33, per volymenhet i stålplàten 32'", såsom inses av fackmannen pà omrâdet.

Ett stål enligt uppfinningen prepareras mera detaljerat genom att man bildar ett ämne av den önskade kompositionen enligt vad som beskrivits häri; vär- mer ämnet till en temperatur av omkring 955°C till omkring 1.065 °C (1 .750°F -1.950 °F); varmvalsar ämnet för att forma stälplàt i ett eller flera steg som ger omkring 30% till omkring 70% reduktion i ett första temperaturintervall vari austinit rekristalliserar, d.v.s. över omkring Tm-temperaturen och ytterli- gare varmvalsning av stålplàten i ett eller flera steg som ger omkring 40% eller omkring 80% reduktion i ett andra temperaturintervall under omkring Th,- temperaturen och över omkring ße-transformationstemperaturen. Den varm- valsade stålplàten kyls därefter forcerat med en kylningshastighet av omkring 10°C per sekund till omkring 40 °C (18°F/sek. - 72 °Flsek.); till lämplig QST under omkring Ms-transformationstemperaturen plus 100°C (180°F) och över omkring Ms-transformationstemperaturen, vid vilken tidpunkt den forcerade kylningen avslutas. Efter att den forcerade kylningen avslutats tillåts i en utfö- ringsform stålplàten luftkylas till omgivningstemperatur från QST, enligt vad som anges med den prickade linjen 10 i fig. 1. Efter att den forcerade kyl- ningen avslutats hälls i en annan utföringsform av uppfinningen stålplàten väsentligen isotermiskt på QST under en tidsperiod, företrädesvis upp till omkring 5 minuter, och luftkyls därefter till omgivningstemperatur, enligt vad som visats med den streckade linjen 12 i fig. 1. l en ytterligare utföringsform och som illustreras med den streckprickade linjen 11 i fig. 1, långsamkyls stålplàten från QST med en hastighet lägre än den för luftkylning, d.v.s. med en hastighet lägre än omkring 1°C per sekund (1,8°F/sek.), företrädesvis un- der upp till omkring 5 minuter. l minst en utföringsform av uppfinningen är Ms- transformationstemperaturen omkring 350°C (662°F) och, sålunda, Ms- transformationstemperaturen plus 100°C (180°F) omkring 450°C (842°F). 10 15 20 25 30 523 757 15 Plåten kan hållas väsentligen isotermisk på QST med vilka som helst lämpli- ga medel, av för fackmannen välkänt slag, exempelvis genom att en termisk filt placeras över stålplåten. Stålplåten kan långsamkylas efter den forcerade kylningen avslutats med vilken som helst lämplig anordning, av för fackman- ne välkänt slag, exempelvis genom att man placerar en isolerande filt över stålplåten.

Såsom procentreduktion i tjocklek används häri, och såsom fackmannen på området inser, betyder detta procentreduktion i tjocklek hos stålämnet eller plåten innan den aktuella reduktionen. Utan att för den skull begränsa upp- finningen och enbart i förklarande syfte, kan ett stålämne av omkring 25,4 cm (10 tum) i tjocklek reduceras omkring 50% (50%-ig reduktion), i ett första temperaturintervall, till en tjocklek av omkring 12,7 cm (5 tum) och därefter reduceras omkring 80% (80%-ig reduktion), i ett andra temperaturintervall, till en tjocklek av omkring 2,5 cm (1 tum). Såsom ”ämne” används häri betyder detta ett stàlstycke av godtyckliga dimensioner.

Stälämnet värms företrädesvis med lämplig anordning för att höja temperatu- ren hos väsentligen hela ämnet, företrädesvis hela ämnet, till den önskade äteruppvärmningstemperaturen, exempelvis genom att placera ämnet i en ugn under en tidsperiod. Den specifika återuppvärmningstemperatur som skall användas för viss stålkomposition inom ramen för uppfinningen kan lätt bestämmas av fackmannen på området, antingen genom experiment eller beräkning baserad på lämpliga modeller. Dessutom kan ugnstemperaturen och den erforderliga àteruppvärmningstiden för att höja temperaturen hos väsentligen hela ämnet, företrädesvis hela ämnet, till den önskade återupp- vårmningstemperaturen lätt bestämmas av fackmannen på området med utgångspunkt i industriella standardpublikationer.

Med undantag av återvärmningstemperaturen, som hänför sig till väsentligen hela ämnet, refererar de temperaturer som kommer därefter vid beskrivning av processmetoden enligt uppfinningen till temperaturer uppmätta på ytan av 10 15 20 25 30 523 757 16 stålet. Stålets yttemperatur kan mätas med användning av exempelvis optisk pyrometer, eller annan anordning lämpad för mätning av yttemperatur på stål. De kylningshastigheter som nämnts häri är de i centrum, väsentligen i centrum, av plàttjockleken; och kylningstopptemperaturen (QST) är den högsta, eller väsentligen högsta temperaturen som antas på ytan av plåten, efter att den forcerade kylningen avslutats, beroende på värme som trans- mitterats från mittjockleken av plåten. Under processande med experimen- tella uppvärmningsnivåer för stålkompositioner enligt uppfinningen placeras exempelvis ett termoelement i centrum, eller väsentligen i centrum, av stål- plåttjockleken för att mäta centrumtemperatur, medan yttemperaturen mäts med användning av optisk pyrometer. En korrelation mellan centrumtempe- ratur och yttemperatur framtas för användning under senare processande av samma, eller väsentligen samma stàlkomposition, innebärande att centrum- temperaturen kan bestämmas via direkt mätning av yttemperatur. Den erfor- derliga temperaturen och flödeshastigheten för den forcerad kylning åstad- kommande fluiden för att effektuera den önskade accelererade kylningshas- tigheten kan även bestämmas av fackmannen på området med utgångspunkt i industriella standardpublikationer.

För godtycklig stålkomposition inom ramen för uppfinningen, beror de tempe- raturer som definierar gränsen mellan rekristallationsintervallet och icke re- kristallationsintervallet, Tnftemperaturen, av stålets kemi, i synnerhet kolkon- centrationen och niobiumkoncentrationen, av återuppvärmningstemperaturen innan valsning, och av graden av reduktion som ges i valsningsstegen.

Fackmannen på området kan bestämma denna temperatur för ett specifikt stål enligt uppfinningen antingen genom experiment eller modellberäkning.

Ar3- och Ms-transformatlonstemperaturerna som nämns häri kan på liknande sätt bestämmas av fackmannen på området för godtyckligt stål enligt uppfin- ningen antingen genom experiment eller modellberäkning.

Den sålunda beskrivna TMCP-processen leder till högt värde på Sv såsom framgår av fig. 2B och till vilken återigen hänvisas, ökar den mikrolaminatmik- 10 15 20 25 30 523 757 17 rostruktur som producerats under åldring av austiniten ytterligare den interfa- ciala arean genom att ge ett otal högvinkelgränssnitt 29 mellan spjälorna 28 av till övervägande delen lägre bainit eller martensit och austenitfilmskikten 30. Enligt vad som schematiskt visas i fig. 2B, kan denna mikrolaminatkonfi- guration jämföras med den konventionella bainit/martensitspjälstrukturen utan de spjälade austenitfilmskikten, enligt vad som visats i fig. 2A. Den kon- ventionella strukturen som schematiskt visats i fig. 2A kännetecknas av låg- vinkelgränser 20 (d.v.s. gränser som effektivt uppträder som làgvinkelkorn- gränser (se ordlista)), exempelvis mellan spjälor 22 av till övervägande delen lägre bainit och martensit; och sålunda, sä snart en klyvningsspricka 24 initie- rats, kan den utbreda sig genom spjälgränserna 20 med ringa riktningsför- ändring. Till skillnad härifrån leder mikrolaminatmikrostrukturen i stål enligt uppfinningen, enligt vad som visats i fig. 2B, till avsevärd slingrighet i sprick- banan. Detta beror på att den spricka 26 som initierats i en spjäla 28, exem- pelvis av lägre bainit eller martensit, kommer att ha tendens till att ändra plan, d.v.s. ändra riktningar, i varje högvinkelgränssnitt 29 med austenitfilm- skikt 30 beroende pà den olika orienteringen av klyvnings- och sprickplan i bainit- och martensitbestàndsdelarna och austenitfasen. Dessutom ger aus- tenitfilmskikten 30 avtrubbande verkan pá en sig utbredande spricka 26 vilket resulterar i ytterligare energiabsorption innan sprickan 26 utbreder sig genom austenitfilmskikten 30. Den avtrubbande verkan uppkommer av flera skäl.

FCC- (enligt vad som definierats häri) austenit uppvisar för det första ej DBTT-uppträdande och skjuvningsprocesser är den enda mekanism som kvarstår för sprickutbredning. När belastningen/pàkänningen överstiger ett visst högt värde pà spetstoppen, kan den metastabila austeniten undergå en pàkännings- eller spänningsinducerad transformation till martensit vilken le- der till "TRansformation lnduced Plasticity (TRIP). TRIP kan medför avsevärd energiabsorption och sänka spetstoppspänningsintensiten. Den spjälmarten- sit som bildas genom TRIP-processen kommer slutligen att ha annan orien- tering av klyvnings- och sprickplanet än den hos redan existerande bainit eller spjälmartensitbestàndsdelar och gör sprickbanan mera slingrande. Så- 10 15 20 25 30 523 757 18 som visats i fig. 2B, är nettoresultatet att sprickutbredningsresistansen avse- värt förbättras i mikrolaminatmikrostrukturen.

Bainitlaustenit- eller martensit/austenit-gränssnitten hos stål enligt uppfin- ningen har utmärkta interfaciala bindningsstyrkor och detta understödjer sprickavlänkning i stället för interfacial släppning. Finkornig spjälmartensit och finkornig lägre bainit uppträder som paket med höga vinkelgränser mel- lan paketen. Ett antal paket bildas inom en pannkaka. Detta leder till ytterliga- re grad av strukturell förfining och som ger förbättrad slingrighet för sprickut- bredning genom dessa paket inom pannkakan. Detta leder till väsentlig höj- ning av Sv och sålunda sänkning av DBTT. Även om den mikrostrukturella approacheringen som beskrivits ovan är an- vändbar för att sänka DBTT i basstàlplàten, är sådan ej helt effektiv för att bibehålla tillräckligt låg DBTT l de grovkomiga områdena i svetsen HAZ.

Uppfinningen tillhandahåller sålunda en metod för att bibehålla tillräckligt lågt DBTT i de grovkorniga områdena av svetsen HAZ genom att utnyttja intrin- siska effekter hos legeringsämnen, enligt vad som beskrives i det följande.

Ledande ferritiska stål för kryogen temperatur är vanligtvis baserade på kroppscentrerad kubiskt (BCC) krlstallgitter. Även om detta kristallsystem erbjuder potential för åstadkommande av höga styrkor med låg kostnad, lider det av en skarp övergång från duktil- till skört frakturuppträdande när tempe- raturen sänks. Detta kan fundamentalt tillskrivas den höga känsligheten hos den kritiska utlösta skjuvspänningen (CRSS) (definierad häri) för temperatur i BCC-system, där CRSS stiger brant med minskning i temperatur och därmed gör skjuvningsprocessen och sålunda duktilfraktur svårare. Den kritiska spänningen för skörfrakturprocesser, exempelvis klyvning, är å andra sidan mindre känslig för temperatur. Då sålunda temperaturen sänks, blir klyvning den favoriserade frakturmodellen, vilket leder till igångsåttning av lågenergi- sprödfraktur. CRSS är en intrinsisk egenskap hos stålet och är känsligt för den lätthet varmed dislokationer kan korsa spricka vid deformering; d.v.s. i ett 10 15 20 25 30 523 757 19 stål där tvärspricka år lättare kommer stålet att ha lägre CRSS och därmed låg DBTT. Vissa frontcentrerande kubiska stabilisatorer (FCC) såsom Ni är kända för att befrämja tvärspalt eller -spricka, medan BCC-stabiliserande legeringsämnen såsom Si, Al, Mo, Nb och V motverkar tvärspalt. Mängden av FCC-stabiliserande legeringsämnen, såsom Ni och Cu, optimeras företrä- desvis enligt uppfinningen med beaktande av kostnadsaspekter och den för- delaktiga effekten för sänkning av DBTT, med legering med Ni företrädesvis av minst omkring 1,0 vikt-% och hellre företrädesvis minst omkring 1,5 vikt- %; och mängden av BCC-stabiliserande legeringsämnen i stålet väsentligen minimerad.

Som resultat av den intrinsiska och mikrostrukturella seggöringen som är resultatet av den unika kombinationen av kemi och processande av stål en- ligt uppfinningen, har stålen utmärkt seghet vid kryogen temperatur i både basplåten och HAZ efter svetsning. DBTT i både basplåten och HAZ efter svetsning av dessa stål sänks lägre än omkring -73°C (-100°F) och kan sän- kas till lägre än omkring -107°C (-160°F). (2) Sträckhållfasthet högre än 830 MPa (120 ksi) och ensgrtad mikrostruktg samt egenskaper genom helg tiockleken Styrkan hos mikrolaminatstrukturen bestäms primärt av kolinnehållet i den spjälade martensiten och lägre bainiten. I làglegerade stål enligt uppfinning- en, utförs åldring av austenit för att ge ett austenitinnehåll i stålplåten av fö- reträdesvis omkring 2 volym-% till omkring 10 volym-%, hellre åtminstone omkring 5 volym-%. Ni- och Mn-tillsatser av omkring 1,0 vikt-% till omkring 2,5 vikt-% respektive av omkring 0,5 vikt-% till omkring 2,5 vikt-% är särskilt föredragna för åstadkommande av den önskade volymfraktionen av austenit och fördröjningen i bainitstarten för åldring av austenit. Koppartillsatser av företrädesvis omkring 0,1 vikt-% till omkring 1,0 vikt-% bidrar även till stabili- seringen av austeniten under àldringen. 10 15 20 25 30 523 757 20 Enligt uppfinningen erhålls den önskade styrkan med relativt lågt kolinnehàll med åtföljande fördelar gällande svetsbarhet och utmärkt seghet i både bas- stålet och i HAZ. Ett minimum av omkring 0,04 vikt-% C föredras i Iegeringen i sin helhet för att åstadkomma sträckhàllfasthet högre än 830 MPa (120 ksi). Även om legeringsämnen, andra än C, i stål enligt uppfinningen ej har någon nämnvärd konsekvens gällande maximal erhàllbar styrka i stålet, är dessa ämnen önskvärda för att ge den erforderliga uniformiteten genom hela tjock- leken av mikrostrukturen och styrka för plåttjocklekar större än omkring 2,5 cm (1 tum) och för ett intervall av kylningshastigheter som önskas för att ge processandet flexibilitet. Detta är viktigt eftersom den faktiska kylningshastig- heten i mittsektionen av en tjock plåt är lägre än den på ytan. Mikrostrukturen för ytan och centrum kan sålunda vara helt olika såvida stålet ej är konstrue- rat för att eliminera dess känslighet för skillnad i kylningshastighet mellan ytan och centrum av plåten. Mn- och Mo-legeringstillsatser, i synnerhet kom- binerade tillsatser av Mo och B, är speciellt effektiva i detta avseende. Dessa tillsatser optimeras enligt uppfinningen för hàrdgöring, svetsbarhet, lågt DBTT och av kostnadsskäl. Vad gäller sänkning av DBTT, är det enligt vad som tidigare nämnts i denna beskrivning väsentligt att totala mängden av BCC-legeringstillsatser hålls på ett minimum. De föredragna kemiska målen och intervallerna sätts för att uppfylla dessa och andra krav på uppfinningen. (3) Överlägsen svetsb_a_rhet vic_l svetsning med låg vårmetillförsel Stålen enligt uppfinningen är konstruerade för överlägsen svetsbarhet. Det viktigaste i sammanhanget är, i synnerhet med svetsning som ger låg värme- tillförsel, att bemästra kallsprickning eller vätesprickning i det grovkorniga HAZ. Man har för stål enligt uppfinningen funnit att känsligheten för kall- sprickning kritiskt påverkas av kolinnehållet och typen av HAZ-mikrostruktur, men ej av hårdheten och kolekvivalenten, som inom den kända tekniken be- traktats vara de kritiska parametrarna. För att undvika kallsprickning när stå- let skall svetsas med ingen eller ringa förvärmning (lägre än omkring 100°C 10 15 20 25 30 523 757 21 (212°F)) under svetsning, är den föredragna övre gränsen för koltillsatsen omkring 0,1 vikt-%. Utan att för den skull begränsa uppfinningen på något sätt avser ”svetsning med låg värmetillförsel", såsom detta används häri, svetsning med bågenergier av upp till omkring 2,5 kilojoule per millimeter (kJ/mm) och (7,6 kJ/tum).

Lägre bainit- eller autohärdade spjälade martensitmikrostrukturer erbjuder utmärkt resistans mot kallsprickning. Andra Iegeringsämnen i stål enligt upp- finningen blandas omsorgsfullt, i överensstämmelse med kraven på hårdgö- ring och styrka, för att tillförsäkra formeringen av dessa önskvärda mikro- strukturer i det grovkorniga HAZ.

Legeringsämnenas roll i stàlämnet De olika legeringsämnenas roll och föredragna gränser för deras koncentra- tioner enligt uppfinningen givs nedan. ÄQLLQ) är ett av de mest effektiva förstärkande ämnena i stål. Det kombine- rar även med starka karbidbildare i stålet såsom Ti, Nb och V för att ge inhi- bering av korntillväxt och förstärkning av utfällning. Kol befrämjar även hård- görbarheten, d.v.s. förmågan att bilda hårdare och starkare mikrostrukturer i stålet under kylning. Om kolinnehållet är lägre än omkring 0,04 vikt-%, är det normalt ej tillräckligt för att inducera den önskade starkgöringen, d.v.s. sträckhållfasthet högre än 830 MPa (120 ksi), i stålet. Om kolinnehållet är högre än omkring 0,12 vikt-%, är stålet vanligtvis mottagligt för kallsprickning under svetsning och segheten reduceras i stålplåten och i dess HAZ vid svetsning. Kolinnehåll i intervallet från omkring 0,04 vikt-% till omkring 0,12 vikt-% föredras för att ge de önskade HAZ-mikrostrukturerna, nämligen auto- härdad spjälad martensit och lägre bainit. Den övre gränsen för kolinnehållet är hellre omkring 0,07 vikt-%. 10 15 20 25 30 523 757 22 Mangan (Mn) är en matriskförstärkare i stål och bidrar även kraftigt till hård- görbarheten. Mn-tillsats är användbart för erhållande av den önskade bainit- transformationsfördröjningstiden för åldring av austinit. En minimimängd av 0,5 vikt-% Mn föredras för erhållande av den önskade höga styrkan i platt- tjocklekar överstigande omkring 2,5 cm (1 tum) och ett minimum av minst omkring 1,0 vikt-% Mn föredras än hellre. För mycket Mn kan emellertid vara skadligt för seghet, innebärande att en övre gräns på omkring 2,5 vikt-% Mn föredras i uppfinningen. Denna övre gräns är även föredragen för att väsent- ligen minimera centrumlinjesegregering som tenderar att uppkomma i konti- nuerligt gjutna stàl med högt Mn-innehåll samt den åtföljande icke- uniformiteten genom tjockleken i mikrostruktur samt egenskaper. Den övre gränsen för Mn-innehållet är hellre omkring 1,8 vikt-%. Om nickelinnehållet ökas över omkring 3 vikt-%, kan den önskade höga styrkan erhållas utan till- sats av mangan. I bred mening föredras sålunda mangan upp till omkring 2,5 vikt-%.

Kisel (Si) tillsätts stàl för deoxidationsändamål och ett minimum av omkring 0,01 vikt-% föredras för detta syfte. Si är emellertid en krafig BCC- stabiliserare och höjer sålunda DBTT och har även menlig effekt på seghe- ten. När Si tillsätts, föredras sålunda av dessa skäl en övre gräns av omkring 0,5 vikt-% Si. Den övre gränsen för Si-innehàllet är hellre omkring 0,1 vikt-%.

Kisel erfordrar sig alltid för dioxidation eftersom aluminium eller titan kan utfö- ra samma funktion.

Niobium (Nb) tillsätts för att befrämja kornförfiningen hos den valsade mikro- strukturen i stålet, vilket förbättrar både styrka och seghet, Niobiumkarbidut- fällning under varmvalsningen tjänar till att retardera rekristallisation och för- hindra korntillväxt, och ger därmed åtgärd för förfining av austinitkorn. Av dessa skäl föredras minst omkring 0,02 vikt-% Nb. Nb är emellertid en kraftig BCC-stabiliserare och höjer sålunda DBTT. För mycket Nb kan vara skadligt för svetsbarheten och HAZ-segheten innebärande att maximum av 0,1 vikt-% föredras. Den övre gränsen för Nb-innehållet är hellre omkring 0,05 vikt-%. 10 15 20 25 30 523 757 23 m) när detta tillsätts i ringa mängd, är verksamt för att bilda fina titan- nitrid-(Tin) partiklar vilket förfinar storleken i både den valsade strukturen och i HAZ i stålet. Stålets seghet förbättras därmed. Ti tillsätts i sådan mängd att viktförhållandet Ti/N företrädesvis är omkring 3,4. Ti är en kraftig BCC- stabiliserare och höjer därmed DBTT. För mycket Ti tenderar att försämra stålets seghet genom att det bildas grövre TiN eller titankarbid- (TiC) partik- lar. Ett Ti-innehåll under omkring 0,008 vikt-% kan i allmänhet ej ge tillräckligt fin kornstorlek eller bindning av N i stålet eftersom TiN kan medföra försäm- ring i seghet när det föreligger större mängd än 0,03 vikt-%. Stàlet innehåller hellre minst omkring 0,01 vikt-% Ti och ej mer än omkring 0,02 vikt-% Ti.

Aluminium (Al) tillsätts stàlen enligt uppfinningen i syfte att ge deoxidation.

Minst omkring 0,001 vikt-% Al föredras för detta syfte, och minst omkring 0,005 vikt-% aluminium är än bättre. Al binder upp kväve som är upplöst i HAZ. Al är emellertid en kraftig BCC-stabiliserare och höjer därmed DBTT.

Om Al-innehållet är för högt, d.v.s. över omkring 0,05 vikt-%, finns tendens till att inneslutningar bildas i form av aluminlumoxid (Al2O3), vilket tenderar att vara skadligt för stålets seghet och dess HAZ. Den övre gränsen för Al- innehållet är än hellre omkring 0,03 vikt-%.

Molybden (Mb) ökar stålets hårdgörbarhet vid direkt forcerad kylning, i syn- nerhet i kombination med boron och niobium. Mo är även önskvärt för att be- främja åldring av austinit. Av dessa skäl föredras minst omkring 0,1 vikt-% Mo, och minst omkring 0,2 vikt-% Mo är än bättre. Mo är emellertid en kraftig BCC-stabiliserare och höjer därmed DBTT. För mycket Mo bidrar till att ge kallsprickning vid svetsning, och tenderar även att försämra stålets seghet och HAZ, innebärande att maximum av omkring 0,8 vikt-% Mo är att föredra och ett maximum av omkring 0,4 vikt-% Mo är än bättre.

Krom (Cr) tenderar att öka stålets hårdgörbarhet vid direkt forcerad kylning. I små tillsatser leder Cr till stabilisering av austinit. Cr förbättrar även korro- 10 15 20 25 30 523 757 24 sionsresistans och resistans mot väteinducerad sprickbi|dning (HIC). På samma sätt som Mo tenderar för mycket Cr att ge kallsprickning i svetsar, och tenderar att försämra stålets seghet och dess HAZ, innebärande att när Cr tillsätts föredras ett maximum av omkring 1,0 vikt-% Cr. När Cr tillsätts är Cr-innehàllet än hellre omkring 0,2 vikt-% till omkring 0,6 vikt-%.

Nickel (Ni) är en viktig legeringstillsats till stål enligt uppfinningen för att er- hålla önskat DBTT, i synnerhet i HAZ. Det är en av de kraftigaste FCC- stabiliserarna i stål. Ni-tillsats till stål förbättrar tvärspaltning och sänker där- med DBTT. Om ej i samma utsträckning som Mn- och Mo-tillsatser, befräm- jar tillsats av Ni till stål hårdgörbarhet och därmed uniformitet genom tjockle- ken av mikrostrukturen samt uniformitet i egenskaper, såsom styrka och seghet, i tjocka sektioner. Ni-tillsats är även användbart för att få den önska- de fördröjningstiden för bainittransformationen som erfordras för åldring av austinit. För erhållande av önskat DBTT i svetsen HAZ, är minimiinnehàllet av Ni företrädesvis omkring 1,0 vikt-%, hellre omkring 1,5 vikt-%. Eftersom Ni är ett dyrbart legeringsämne, är Ni-innehàllet i stålet företrädesvis lägre än omkring 3,0 vikt-%, hellre företrädesvis mindre än omkring 2,5 vikt-%, och ännu hellre företrädesvis mindre än omkring 2,0 vikt-%, och allra helst före- trädesvis mindre än omkring 1,8 vikt-%, för att i väsentlig utsträckning mini- mera kostnaden för stålet.

Koggar (Cu) är en önskvärd legeringstillsats för att stabilisera austenit för produktion av mikrolaminatmikrostrukturen. Minst omkring 0,1 vikt-%, hellre minst omkring 0,2 vikt-% koppar tillsätts för detta syfte. Cu är även en FCC- stabilisatori stål och kan bidra till att sänka DBTT i smärre grad. Cu är även fördelaktigt för korrosionsresistans och HlC. l större mängder inducerar Cu kraftigt utfällningshàrdgöring via e-kopparutfällningar. Denna utfällning, om den ej på rätt vis styrs, kan sänka segheten och höja DBTT både i basplàten och HAZ. Högre kopparinnehàll kan även medföra sprödgöring under gjut- ning av ämne och varmvalsning, vilket kan erfordra samtidig tillsats av Ni för 10 15 20 25 30 523 757 25 lindring. Av ovan nämnda skäl föredras sålunda en övre gräns av omkring 1,0 vikt-% koppar, och en övre gräns av omkring 0,5 vikt-% är än bättre.

Boron (B) i små kvantiteter kan kraftigt förbättra hårdgörbarheten av stål och befrämja formeringen av stålmikrostrukturer av spjälad martensit, lägre bainit och ferrit genom undertryckning av formeringen av övre bainit, både i bas- plåten och den grovkomiga HAZ. Vanligtvis fordras minst omkring 0,0004 vikt-% B för detta syfte. När boron tillsätts stàl enligt uppfinningen, föredras från omkring 0,0006 vikt-6 till omkring 0,002O vikt-%, och en övre gräns av omkring 0,0010 vikt-% är än bättre. Boron kan emellertid ej behöva tillsättas om annan legering i stålet ger adekvat härdgöringsbarhet och den önskade mikrostrukturen. (4) Föreqgagen stålkompositjon när väjmehandligg efter svetsning erforß PWHT PWHT utförs normalt vid höga temperaturer, d.v.s. högre än omkring 540°C (1 .0OO°F). Den termiska exponeringen från PWHT kan leda till förlust av styr- ka i basplåten såväl som i svetsen HAZ beroende på mjukning av mikro- strukturen som kan hänföras till återställning av substruktur (d.v.s. förlust av fördelarna med processandet) och till att cementitpartiklar blir grövre. För att övervinna detta modifieras företrädesvis den ovan beskrivna basstàlkemin genom tillsats av en liten mängd av vanadium. Vanadium tillsätts för att ge utfällningsförstärkning genom att det bildas fina vanadiumkarbidpartiklar (VC) i basstålet och HAZ vid PWHT. Denna starkgöring är designad för att väsent- ligen kompensera styrkeförlusten med PWHT. Allt för kraftig VC-starkgöring skall emellertid undvikas eftersom detta kan försämra segheten och höja DBTT både i basplåten och i HAZ. En övre gräns av omkring 0,1 vikt-% före- dras för V i föreliggande uppfinning av ovan nämnda skäl. Den nedre grän- sen är företrädesvis 0,02 vikt-%. Än hellre tillsätts stålet omkring 0,03 vikt-% till omkring 0,05 vikt-% V. 10 15 20 25 523 757 26 Denna utstegande kombination av egenskaper i stålet enligt uppfinningen ger en realiserbar teknologi av låg kostnad för vissa typer av operationer vid kry- ogen temperatur, exempelvis lagring och transport av naturgas av làga tem- peraturer. Dessa nya stål kan ge avsevärda besparingar i materialkostnad för applikationer vid kryogen temperatur jämfört med f.n. existerande kommersi- ella stål, som normalt kräver mycket högre nickelinnehåll (upp till omkring 9 vikt-%) och har mycket lägre styrka (mindre än omkring 830 MPa (120 ksi)).

Kemi och design av mikrostruktur används för att sänka DBTT och ge uni- forma mekaniska egenskaper genom hela tjockleken för sektionstjocklekar överstigande omkring 2,5 (1 tum). Dessa nya stål har företrädesvis nickelin- nehåll lägre än omkring 3 vikt-%, sträckhållfasthet högre än 830 MPa (120 ksi), företrädesvis högre än omkring 860 MPa (125 ksi), och än hellre högre än omkring 900 MPa (130 ksi), duktil till skör-övergàngstemperaturer (DBTT) under omkring -73°C (-100°F), och de uppvisar utmärkt seghet vid DBTT.

Dessa nya stål kan ha sträckhállfasthet av högre än omkring 930 MPa (135 ksi), eller högre än omkring 965 MPa (140 ksi), eller högre än omkring 1.000 MPa (145 ksi). Nickelinnehàllet i dessa stål kan höjas över omkring 3 vikt-% efter svetsning om man önskar förbättra prestanda. Varje 1 vikt-% tillsats av nickel förväntas sänka stålets DBTT med omkring 10°C (18°F). Nickelinne- hàllet är företrädesvis mindre än 9 vikt-%, hellre mindre än omkring 6 vikt-%.

Nickelinnehàllet minimeras företrädesvis för att minimera stålets kostnad. Även om uppfinningen har beskrivits i termer av en eller flera utföringsformer inses att andra modifikationer kan göras utan att uppfinningens omfång fràngås, sådan detta definieras i de bifogade kraven. 10 15 20 25 30 523 Ac1-transformationstemperatur: Aca -transformationstemperatur: Å|203I Aca -transformationstemperatur: BCC: kylningshastighet: CRSS (kritisk utlöst skjuv- spänning kryogen temperatur: DBTT (Duktil till SkÖr 757 27 Ordlista den temperatur vid vilken austenit bör- jar att bildas under värmning; den temperatur vid vilken transforma- tion av ferrit till austenit är fullbordad under värmning; aluminiumoxid den temperatur vid vilken austenit bör- jar att transformera till ferrit under kyl- ning; kroppscentrerad kubisk; kylningshastighet i centrum, eller vä- sentligen i centrum, av plàttjockleken; intrinsisk egenskap hos stål, känslig för den lätthet varmed dislokationer kan tvärglida vid deformation, d.v.s. ett stål där tvärglidning är lättare kommer även att ha lägre CRSS och därmed lågt DBTT; varje temperatur lägre än omkring -40°C (-40°F); avgränsar de två frakturregimerna i 10 15 20 25 30 523 757 övergångstemperatur) FCC: korn: korngräns: HAZ: HIC: högvinkelgräns eller gränssnitt: högvinkelkorngräns: HSLA: 28 strukturella stål; vid temperatur under DBTT, tenderar fel att uppkomma ge- nom lågenergiklyvnings-fraktur (skör- het), medan vid temperaturer över DBTT, tenderar fel att uppkomma ge- nom högenergiduktll fraktur; frontcentrerat kubiskt; enskild kristall i polykristallint material; smal zon i en metall svarande mot övergången från en kristallografisk ori- entering till en annan, och därmed se- parerande ett korn från ett annat; värmepåverkad zon; väteinducerad sprickbildning; gräns eller gränssnitt som effektivt ver- kar som högvinkelkorngräns, d.v.s. ten- derar att avlänka den sig utbredande spricka eller fraktur och sålunda induce- ra slingformighet i en frakturbana; korngräns som separerar två intillig- gande korn vars kristallografiska orien- teringar skiljer sig med mer än omkring 8°; hög styrka, låglegerad; in Ia 10 15 20 25 30 523 757 interkritisk återuppvärmning: låglegerat stàl: lågvinkelkorngräns: svetsning med làg värmetillförsel: MA: Ms-transformationstemperatur: till övervägande delen: tidigare austinitkornstorlek: 29 värmt (eller återuppvärmt) till en tempe- ratur av från omkring Acj-trans- formationstemperaturen till omkring Aca-transformationstemperaturen; stål innehållande järn och mindre än omkring 10 vikt-% totalt av legeringstill- satser; korngräs som separerar två intilliggan- de korn vars kristallografiska orienter- ingar skiljer sig med mer än omkring 8°; svetsning med bàgenergier av upp till omkring 2,5 kJ/mm (7,6 kJ/tum); martensit-austenit; den temperatur vid vilken transforma- tion av austenit till martensit startar un- der kylning; betyder såsom det används i förelig- gande uppfinning minst omkring 50 vo- lymprocent; austenitkornmedelstorlek i en varmval- sad stålplåt innan valsning i det tempe- raturintervall vari austenit ej rekristalli- Sêfaf; 10 15 20 25 30 523 757 forcerad kylning: Kylningsstopptemperatur (QST): ämne: Sv: sträckhàllfasthet: TiC: TiN: Tm-temperatur: 30 såsom detta används i föreliggande uppfinning, betyder det accelererad kylning med vilka som helst åtgärder, varvid man använder en fluid vald för dess tendens att höja kylningshastig- heten av stål till skillnad från luftkylning; den högsta, eller väsentligen den högsta temperatur som antas på ytan av plàten efter att den forcerade kyl- ningen stoppats, beroende på värme transmitterat från mittjockleken av plå- ten; stàlstycke med godtyckliga dimensio- HBF; total interfacial area av högvinkelgrän- serna per enhetsvolym l stålplåten; förhållandet mellan maximal last till ur- sprunglig tvärsektionsarea vid testning av sträckning; titankarbid ; titannitrid; temperaturen under den där austenit ej rekristalliserar; och 523 757 31 TMPC: termomekaniskt styrt valsningspro- cessande.

Claims (22)

10 15 20 25 30 523 757 32 PATENTKRAV:

1. Förfarande för framställning av stålplát som har mikrolaminatmikrostruk- tur omfattande omkring 2 volym-% till omkring 10 volym-% austenitfilmskikt och omkring 90 volym-% till omkring 98 volym-% spjälningar av till övervä- gande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit, där metoden om- fattar stegen av: (a) (b) (C) (d) värmning av ett stålämne till en àteruppvärmningstemperatur som är tillräckligt hög för att (i) väsentligen homogenisera nämnda stålämne, (ii) ge upplösning av väsentligen samtliga karbider och karbonitrider av niobium och vanadium i nämnda stålämne, och ge (iii) etablering av fina initiala austenitkorn i nämnda stålämne; reduktion av nämnda stålämne för att forma stàlplàt i ett eller flera valsningssteg i ett första temperaturintervall där austenit rekristallise- rar; ytterligare reduktion av nämnda stàlplàt i ett eller flera varmvals- ningssteg i ett andra temperaturintervall under omkring TN- temeraturen och över omkring Ara-transformationstemperaturen; forcerad kylning av nämnda stàlplàt med en kylningshastighet av omkring 10°C per sekund till omkring 40°C per sekund (18°Flsek. - 72°F/sek.) till en kylningsstopptemperatur under omkring Ms- transformationstemperaturen plus 100°C (180°F) och över omkring Ms-transformationstemperaturen; 10 15 20 25 30 523 757 33 (e) stoppande av den forcerade kylningen, så att transformation av nämnda stålplàt underlättas till mikrolaminatmikrostruktur av omkring 2 volym-% tiil omkring 10 volym-% av austenitfilmskikt och omkring 90 volym-% till omkring 98 volym-% spjälningar av till övervägande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit.

2. Metod enligt krav 1, där nämnda àteruppvärmningstemperatur i steg (a) ligger mellan omkring 955°C och omkring 1.065°C (1 .750°F - 1.950°F).

3. Metod enligt krav 1, där nämnda fina initiala austenitkorn i steg (a) har en kornstorlek av mindre än omkring 120 mikron.

4. Metod enligt krav 1, där en reduktion i tjocklek av nämnda stålämne av omkring 30% till omkring 70% sker i steg (b).

5. Metod enligt krav 1, där en reduktion i tjocklek av nämnda stålplàt av om- kring 40% till omkring 80% sker i steg (c).

6. Metod enligt krav 1, ytterligare omfattande steget av att làta nämnda stål- plàt luftkylas till omgivningstemperatur från nämnda kylningsstopptemperatur.

7. Metod enligt krav 1, ytterligare omfattande steget av att hålla nämnda stålplàt väsentligen isotermiskt på nämnda kylningsstopptemperatur under upp till 5 minuter.

8. Metod enligt krav 1, ytterligare omfattande steget av att långsamkyla nämnda stålplàt vid nämnda kylningsstopptemperatur med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1 ,8°F/sek.) under upp till omkring 5 minuter.

9. Metod enligt krav 1, där nämnda stålämne i steg (a) omfattar järn och följande legeringsämnen i angivna viktprocent: 10 15 20 25 30 523 757 34 omkring 0,04% till omkring 0,12% C, minst omkring 1% Ni, omkring O,1% till omkring 1,0% Cu, omkring 0,1 % till omkring 0,8% Mo, omkring 0,02% till omkring O,1% Nb, omkring 0,008% till omkring 0,03% Ti, omkring 0,001% till omkring 0,05% Al, och omkring 0,002% till omkring 0,005% N.

10. Metod enligt krav 9, där nämnda stàlämne omfattar mindre än omkring 6 vikt-% Ni.

11. Metod enligt krav 9, där nämnda stàlämne omfattar mindre än omkring 3 vikt-% Ni och ytterligare omfattar omkring 0,5 vikt-% till omkring 2,5 vikt-% Mn.

12. Metod enligt krav 9, där nämnda stàlämne ytterligare omfattar minst en tillsats vald från gruppen bestående av (i) upp till omkring 1,0 vikt-% Cr, (ii) upp till omkring 0,5 vikt-% Si, (iii) omkring 0,02 vikt-% till omkring 0,10 vikt-% V, och (iv) upp till omkring 2,5 vikt-% Mn.

13. Metod enligt krav 9, där nämnda stàlämne dessutom omfattar omkring 0,0004 vikt-% till omkring 0,0020 vikt-% B.

14. Metod enligt krav 1, där efter steg (e), nämnda stàlplåt har DBTT lägre än omkring -73°C (-100°F) i både nämnda basplàt och dess HAZ och har en sträckhàllfasthet högre än 830 MPa (120 ksi).

15. Stàlplàt som har mikrolaminatmikrostruktur omfattande omkring 2 volym- % till omkring 10 volym-% austenitfilmskikt och omkring 90 volym-% till om- kring 98 volym-% spjälningar av finkornig martensit och finkornig lägre bainit, har en hållfasthet högre än 830 MPa (120 ksi), och har DBTT lägre än om- 10 15 20 25 30 525 757 35 kring -73°C (-100°F) i både nämnda stàlplàt och dess HAZ, och där nämnda stàlplàt är tillverkad av ett återuppvärmt stàlämne omfattande järn och följan- de legeringsämnen i de angivna viktprocenten: omkring 0,04% till omkring 0,12% C, minst omkring 1% Ni, omkring 0,1% till omkring 1,0% Cu, omkring 0,1% till omkring 0,8% Mo, omkring 0,02% till omkring 0,1% Nb, omkring 0,008% till omkring 0,03% Ti, omkring 0,001 % till omkring 0,05% Al, och omkring 0,002% till omkring 0,005% N.

16. Stålplåt enligt krav 15, där nämnda stàlämne omfattar mindre än omkring 6 vikt-°/° Ni.

17. Stålplåt enligt krav 15, där nämnda stàlämne omfattar mindre än omkring 3 vikt-% Ni och ytterligare dessutom omfattar omkring 0,5 vikt-% till omkring 2,5 vikt-% Mn.

18. Stålplåt enligt krav 15, ytterligare omfattande minst ett additiv valt fràn gruppen bestående av (i) upp till omkring 1,0 vikt-% Cr, (ii) upp till omkring 0,5 vikt-% Si, (iii) omkring 0,02 vikt-% till omkring 0,10 vikt-% V, och (iv) upp till omkring 2,5 vikt-% Mn.

19. Stålplåt enligt krav 15, ytterligare omfattar omkring 0,0004 vikt-% till om- kring 0,0020 vikt-% B.

20. Stålplåt enligt krav 15, där nämnda mikrolaminatmikrostruktur är optime- rad för att väsentligen maximera sprickbanans slingrighet genom termome- kaniskt styrt valsningsprocessande som ger ett flertal högvinkelgränssnitt 10 15 523 757 36 mellan nämnda spjälningar av finkornig martensit och finkornig lägre vainit och nämnda austinitfilmskikt.

21. Metod för att förbättra resistansen mot sprickutbredning i en stålplåt, där metoden omfattar processande av nämnda stàlplàt för att bilda en mikrolami- natmikrostruktur omfattande omkring 2 volym-% till omkring 10 volym-% av austenitfilmskikt och omkring 90 volym-% till omkring 98 volym-% spjälningar av till övervägande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit, varvid mikrolaminatmikrostrukturen optimeras för att väsentligen maximera slingrig- heten hos sprickbanan genom termomekaniskt styrt valsningsprocessande som ger ett flertal högvinkelgränssnitt mellan nämnda spjälningar av finkornig martensit och finkornig lägre bainit och nämnda austenitfilmskikt.

22. Metod enlig krav 21, där nämnda resistans mot sprickutbredning i nämn- da stàlplàt ytterligare förbättras och motståndet mot sprickutbredning i HAZ hos nämnda stàlplàt efter svetsning förbättras, genom tillsats av minst om- kring 1,0 vikt-% Ni och minst omkring 0,1 vikt-% Cu, och genom att väsentli- gen minimera tillsats av BCC-stabiliserande ämnen.