SI20276A - Austenitno starana jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah - Google Patents

Austenitno starana jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah Download PDF

Info

Publication number
SI20276A
SI20276A SI9820088A SI9820088A SI20276A SI 20276 A SI20276 A SI 20276A SI 9820088 A SI9820088 A SI 9820088A SI 9820088 A SI9820088 A SI 9820088A SI 20276 A SI20276 A SI 20276A
Authority
SI
Slovenia
Prior art keywords
steel
temperature
steel plate
austenite
weight
Prior art date
Application number
SI9820088A
Other languages
English (en)
Inventor
Jayoung Koo
Narasimha-Rao V. Bangaru
Glen A. Vaughn
Original Assignee
Exxonmobil Upstream Research Company
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Exxonmobil Upstream Research Company filed Critical Exxonmobil Upstream Research Company
Publication of SI20276A publication Critical patent/SI20276A/sl

Links

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
    • 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
    • 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
    • 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

Nizko legirana varivna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah tako v matični plošči kot tudi v coni, prizadeti s toploto (HAZ) pri varjenju, z natezno trdnostjo nad 830 MPa in mikrolaminatno mikrostrukturo, ki obsega sloje austenitnega filma in letve fino zrnavega martenzita/nižjega bainita, pripravimo s segrevanjem jeklenega slaba, ki obsega železo in specificirane mas. odstotke nekaterih dodatkov ali vse od dodatkov ogljika, mangana, niklja, dušika, bakra, kroma molibdena, silicija, nioba, vanadija, titana, aluminija in bora; reduciramo slab, da dobimo ploščo v enem ali več prehodih v temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira; dovršilno valjamo ploščo v enem ali več prehodih v temperaturnem območju pod temperaturo rekristalizacije eustenita in nad Ar3 transformacijsko temperaturo; gasimo dovršilno valjano ploščo do primerne temperature po ustavitvi gašenja (QST); ustavimo gašenje; in bodisi določen čas držimo ploščo bistveno izotermično pri QST ali ploščo počasi ohladimo pred zračnim hlajenjem ali ploščo preprosto zračno ohladimo do sobne temperature.ŕ

Description

Austenitno starana jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
PODROČJE IZUMA
Predloženi izum se nanaša na nizko legirane jeklene plošče z ultra visokirni trdnostmi, ki se dajo variti, z odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah tako v matični plošči kot tudi v coni, prizadeti s toploto (HAZ) pri varjenju. Nadalje se predloženi izum nanaša na postopek za pripravo takih jeklenih plošč.
OZADJE IZUMA
V naslednjem opisu so definirani različni izrazi. Za pomoč je tik pred zahtevki slovar izrazov.
Pogosto je potrebno skladiščiti in transportirati hlapne tekočine pod tlakom pri kriogenih temperaturah, t.j. pri temperaturah pod okoli -40 °C. Npr. obstaja potreba po posodah za skladiščenje in transportiranje utekočinjenega naravnega plina pod tlakom (PLNG) pri tlaku v širokem območju okoli 1035 kPa do okoli 7590 kPa in pri temperaturi v območju okoli -123 °C do okoli -62 °C. Obstaja tudi potreba po posodah za varno in ekonomično skladiščenje in transportiranje drugih hlapnih tekočin z visokim parnim tlakom, kot so metan, etan in propan, pri kriogenih temperaturah. Za take posode, ki naj bi jih konstruirali iz varjenega jekla, mora imeti jeklo primemo trdnost, da zdrži tlak tekočine, in primemo žilavost za preprečevanje iniciacije preloma, t.j. odpovedi, pri pogojih obratovanja tako pri matičnem jeklu kot tudi pri HAZ.
Temperatura prehoda od kovnega do krhkega (DBTT) opisuje oba režima prelomov v konstrukcijskih jeklih. Pri temperaturah pod DBTT večkrat pride do odpovedi v jeklu zaradi nizko energijskega razkolnega (krhkega) preloma, medtem ko pri temperaturah nad DBTT večkrat pride do odpovedi v jeklu zaradi visoko energijskega kovnega preloma. Varjena jekla, uporabljena pri konstrukciji skladiščnih in transportnih posod za preje omenjene kriogene temperaturne aplikacije in za druga opravila pod obremenitvijo pri kriogenih temperaturah, morajo imeti DBTT precej pod temperaturo opravila tako pri matičnem jeklu kot tudi pri HAZ, da se izognemo odpovedi zaradi nizko energijskega razkolnega preloma.
Jekla, ki vsebujejo nikelj, običajno uporabljana za konstrukcijske uporabe pri kriogenih temperaturah, npr. jekla z vsebnostmi niklja nad okoli 3 mas.%, imajo nizke DBTT, imajo pa tudi relativno nizke natezne trdnosti. Tipično imajo tržno dostopna jekla s 3,5 mas.% Ni, 5,5 mas.% Ni oz. 9 mas.% Ni DBTT okoli -100 °C, -155 °C oz. -175 °C in natezne trdnosti do okoli 485 MPa, 620 MPa oz. 830 MPa. Da bi dosegli te kombinacije trdnosti in žilavosti, ta jekla na splošno podvržejo dragi predelavi, npr. dvojni žarilni obdelavi. V primeru aplikacij pri kriogenih temperaturah industrija sedaj uporablja ta komercialna jekla, ki vsebujejo nikelj, zaradi njihove dobre žilavosti pri nizkih temperaturah, vendar mora obiti njihove relativno nizke natezne trdnosti. Za to so na splošno potrebne izredne debeline jekel za aplikacije pri kriogenih temperaturah pod obremenitvijo. Tako je uporaba teh jekel, ki vsebujejo nikelj, pri aplikacijah pri kriogenih temperaturah pod obremenitvijo navadno draga zaradi visoke cene jekla v kombinaciji z zahtevanimi debelinami jekla.
Po drugi strani mnoga tržno dostopna uveljavljena nizko legirana jekla z malo in srednje veliko ogljika z visokimi trdnostmi (HSLA jekla), npr. jekla AISI 4320 ali 4330, potencialno nudijo boljše natezne trdnosti (npr. večje kot okoli 830 MPa) in nizko ceno, imajo pa relativno visoke DBTT na splošno, zlasti pa v coni, prizadeti z varilno toploto (HAZ). Na splošno je pri teh jeklih tendenca, da se varivost in nizko temperaturna žilavost zmanjšujeta, ko se povečuje natezna trdnost. Zaradi tega razloga se sedaj tržno dostopna uveljavljena HSLA jekla na splošno ne upoštevajo za aplikacije pri kriogenih temperaturah. Visoka DBTT od HAZ pri teh jeklih je na splošno zaradi tvorbe neželenih mikrostruktur, ki izvirajo iz varilnih termičnih ciklov v interkritično ponovno segretih HAZ grobe zmavosti, t.j. HAZ, ki so segrete na temperaturo od okoli Ac[ transformacijske temperature do okoli Ac3 transformacijske temperature (glej slovar za definiciji Aci in Ac3 transformacijskih temperatur). DBTT se znatno povečuje z naraščajočo velikostjo zrn in mikrostruktumimi sestavinami, ki povzročajo krhkost, kot so otočki martenzita - avstenita (MA), v HAZ. Npr. DBTT za HAZ v uveljavljenem HSLA jeklu za Χ100 cevovode za prenos olja in plina je nad okoli -50 °C.
Obstajajo znatne pobude v sektorjih energijskega shranjevanja in transporta za razvoj novih jekel, ki združujejo lastnosti nizko temperaturne žilavosti zgoraj omenjenih tržnih jekel, ki vsebujejo nikelj, z lastnostmi visoke trdnosti in nizke cene HSLA jekel, obenem pa je tudi zagotovljena odlična varivost in želena primernost debelega preseka, t.j. v bistvu enakomerna mikrostruktura in lastnosti (npr. trdnost in žilavost) pri debelinah nad okoli 2,5 cm.
Pri ne-kriogenih aplikacijah je večina tržno dosegljivih, uveljavljenih HSLA jekel z malo in srednje veliko ogljika zaradi svoje relativno nizke žilavosti pri visokih trdnostih zasnovana bodisi z delčkom njihovih trdnosti ali po drugi strani predelana do nižjih trdnosti za doseganje primerne žilavosti. Pri konstrukcijskih aplikacijah vodijo ti pristopi do povečane debeline preseka in zato do višjih mas komponent in končno višje cene, kot če bi lahko v celoti uporabili potencial visoke trdnosti HSLA jekel. Pri nekaterih kritičnih aplikacijah, kot so visoko učinkovita gonila, uporabljajo jekla, ki vsebujejo nad okoli 3 mas.% Ni (kot AISI 48ΧΧ, SAE 93ΧΧ itd.) za vzdrževanje zadostne žilavosti. Ta pristop vodi do bistvenega povečanja stroškov, da bi dosegli izredno trdnost HSLA jekel. Dodaten problem, ki ga srečajo pri uporabi standardnih tržnih HSLA jekel, je razpokanje zaradi vodika v HAZ, zlasti kadar uporabljajo varjenje z nizkim vnosom toplote.
Obstajajo znatne ekonomske pobude in določena konstrukcijska potreba po povečanju žilavosti ob visokih in ultra visokih trdnostih pri nizko legiranih jeklih, z nizkimi stroški. Zlasti gre za potrebo po jeklu z zmerno ceno, ki ima ultra visoko trdnost, npr. natezno trdnost nad 830 MPa, in odlično žilavost pri kriogenih temperaturah, npr. DBTT pod okoli -73 °C, oboje v matični plošči in v HAZ, za uporabo pri tržnih aplikacijah pri kriogeni temperaturi. Torej so primarni predmeti predloženega izuma izboljšati uveljavljeno tehnologijo HSLA jekla za uporabnost pri kriogenih temperaturah na treh ključnih področjih: (i) znižanje DBTT na pod okoli -73 °C v matičnem jeklu in v varilni HAZ, (ii) doseganje natezne trdnosti nad 830 MPa in (iii) zagotavljanje izredne varivosti. Drugi predmeti predloženega izuma so, da pridemo do preje omenjenih HSLA jekel z bistveno enakomernimi mikrostrukturami po vsej debelini in lastnostmi pri debelinah nad okoli 2,5 cm, za to pa uporabimo sedanje tržno dostopne procesne tehnike, tako da je uporaba teh jekel pri komercialnih postopkih pri kriogenih temperaturah ekonomsko izvedljiva.
POVZETEK IZUMA
V skladu z zgoraj navedenimi predmeti v smislu predloženega izuma gre za procesno metodologijo, pri kateri nizko legiran jekleni slab želene kemije ponovno segrejemo do primerne temperature, nato vroče valjamo, da nastane jeklena plošča, in hitro ohladimo na koncu vročega valjanja z gašenjem s primemo tekočino, kot vodo, do primerne temperature po ustavitvi gašenja (QST), da dobimo mikrolaminatno mikrostrukturo, ki obsega prednostno okoli 2 vol. % do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev pretežno fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita. Pri eni izvedbi v smislu predloženega izuma jekleno ploščo nato zračno ohladimo na sobno temperaturo. Pri drugi izvedbi držimo jekleno ploščo bistveno izotermično pri QST do okoli 5 minut, nato pa zračno ohladimo do sobne temperature. Pri še drugi izvedbi jekleno ploščo počasi hladimo s hitrostjo pod okoli l,0°C na sekundo do okoli 5 minut, nato pa zračno ohladimo do sobne temperature. Gašenje, kot se uporablja pri opisu predloženega izuma, se nanaša na pospešeno hlajenje na katerikoli način, pri čemer uporabimo tekočino, izbrano zaradi njene tendence, da poveča hitrost hlajenja jekla, v nasprotju z zračnim hlajenjem jekla, do sobne temperature.
Tudi v skladu z zgoraj navedenimi predmeti predloženega izuma so jekla, predelana v skladu s predloženim izumom, zlasti primerna za mnoge aplikacije pri kriogenih temperaturah v tem, da imajo jekla naslednje karakteristike, prednostno za debeline jeklene plošče okoli 2,5 cm in več: (i) DBTT pod okoli -73 °C v osnovnem jeklu in v varilni HAZ, (ii) natezno trdnost nad 830 MPa, prednostno nad okoli 860 MPa in bolj prednostno nad okoli 900 MPa, (iii) izredno varivost, (iv) v bistvu po vsej debelini enakomerno mikrostrukturo in lastnosti ter (v) izboljšano žilavost v primerjavi s standardnimi tržno dostopnimi HSLA jekli. Ta jekla imajo lahko natezno trdnost nad okoli 930 MPa ali nad okoli 965 MPa ali nad okoli 1000 MPa.
OPIS RISB
Prednosti predloženega izuma bomo bolje razumeli ob sklicevanju na naslednji podroben opis in priložene risbe, kjer je sl. 1 shematski kontinuimi hladilni transformacijski (CCT) diagram, ki kaže, kako se pri postopku austenitnega staranja (v nadaljevanju: ausaging) v smislu predloženega izuma pripravi mikrolaminatna mikrostruktura v jeklu v smislu predloženega izuma; sl. 2A (stanje tehnike) shematski prikaz, ki kaže razširjanje razkolne razpoke preko mej letev v mešani mikrostrukturi nižjega bainita in martenzita v običajnem jeklu; sl. 2B je shematski prikaz, ki kaže zakrivljeno pot razpoke zaradi prisotnosti austenitne faze v mikrolaminatni mikrostrukturi v jeklu v smislu predloženega izuma; sl. 3A je shematski prikaz velikosti zm austenita v jeklenem slabu po ponovnem segrevanju v smislu predloženega izuma;
sl. 3B je shematski prikaz predhodne velikosti zm austenita (glej slovar) v jeklenem slabu po vročem valjanju v temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira, vendar pred vročim valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira, v skladu s predloženim izumom; in sl. 3C je shematski prikaz podaljšane ploske strukture zm v austenitu, z zelo fino efektivno velikostjo zm v smeri po debelini, jeklene plošče po dokončanju TMCP v smislu predloženega izuma.
Čeprav bomo predloženi izum opisali v zvezi z njegovimi prednostnimi izvedbami, se razume, da izum nanje ni omejen. Nasprotno, mišljeno je, da izum pokriva vse alternative, modifikacije in ekvivalente, ki so lahko vključeni v duha in obseg izuma, kot je definirano s priloženimi zahtevki.
PODROBEN OPIS IZUMA
Predloženi izum se nanaša na razvoj novih HSLA jekel, ki izpolnjujejo zgoraj opisane izzive. Izum temelji na novi kombinaciji kemije jekla in predelave, da zagotovimo tako intrinzično kot tudi mikrostrukturno žilavost, da znižamo DBTT kot tudi da povečamo žilavost pri visokih nateznih trdnostih. Intrinzično žilavost dosežemo z razumnim ravnotežjem kritičnih legimih elementov v jeklu, kot je podrobno opisano v tem opisu. Mikrostruktuma žilavost je posledica tega, da dosežemo zelo fino efektivno velikost zrn kot tudi da podpiramo mikrolaminatno mikrostrukturo. Glede na sl. 2B obsega mikrolaminatna mikrostruktura jekel v smislu predloženega izuma prednostno altemirajoče letve 28 iz pretežno bodisi fino zmavega nižjega bainita ali fino zmavega martenzita ter iz slojev 30 austenitnega filma. Prednostno je povprečna debelina slojev 30 austenitnega filma pod okoli 10% povprečne debeline letev 28. Celo bolj prednostno je povprečna debelina slojev 30 austenitnega filma okoli 10 nm in je povprečna debelina letev 28 okoli 0,2 pm.
Ausaging se uporablja v predloženem izumu za olajšanje tvorbe mikrolaminatne mikrostrukture s pospeševanjem retencije želenih slojev austenitnega filma pri sobnih temperaturah. Kot je strokovnjakom znano, je ausaging posstopek, pri katerem se izvaja staranje austenita v segretem jeklu pred hlajenjem jekla do temperaturnega območja, kjer se austenit tipično pretvori v bainit in/ali martenzit. V stroki je znano, da ausaging pospešuje termično stabilizacijo austenita. Enkratna kombinacija kemije jekla in predelave v smislu predloženega izuma zagotavlja zadosten čas zakasnitve pri začetku bainitne transformacije po tem, ko ustavimo gašenje, da je omogočeno primemo staranje austenita za nastanek slojev austenitnega filma v mikrolaminatni mikrostrukturi. Npr. sedaj glede na sl. 1 jeklo, predelano v smislu predloženega izuma, podvržemo kontroliranemu valjanju 2 v navedenih temperaturnih območjih (kot je zelo podrobno opisano v nadaljevanju); nato jeklo podvržemo gašenju 4 z začetne točke 6 gašenja do točke 8 ustavitve gašenja (t.j. QST). Ko gašenje ustavimo pri točki ustavitve gašenja (QST), (i) pri eni izvedbi držimo jekleno ploščo v bistvu izotermično pri QST določen čas, prednostno do okoli 5 minut, in nato zračno hladimo do sobne temperature, kot je prikazano s pikčasto črto 12, (ii) pri drugi izvedbi jekleno ploščo počasi ohlajamo od QST pri hitrosti manj kot okoli 1,O°C na sekundo do okoli 5 minut, preden pustimo, da se jeklena plošča zračno ohladi do sobne temperature, kot je prikazano s pikčasto in črtkano črto 11, (iii) pri še drugi izvedbi lahko pustimo, da se jeklena plošča zračno ohladi do sobne temperature, kot je prikazano s črtkano črto 10. Pri katerikoli od izvedb zadržimo sloje austenitnega filma po tvorbi letev nižjega bainita v nižjem bainitnem področju 14 in martenžitnih letev v martenzitnem področju 16. Izognemo se gornjemu bainitnemu področju 18 ter feritnemu/perlitnemu področju 19. Pri jeklih v smislu predloženega izuma pride do povečanega ausaginga zaradi nove kombinacije kemije jekla in predelave, opisane v tem opisu.
Bainitne in martenzitne sestavine ter austenitna faza mikrolaminatne mikrostrukture so zasnovane za izrabo odličnih trdnostnih lastnosti fino zmavega nižjega bainita in fino zmavega letvastega martenzita ter izredne odpornosti austenita proti razkolnemu prelomu. Mikrolaminatno mikrostrukturo optimiramo, da bistveno maksimiramo zakrivljenost na poti razpoke, pri čemer povečamo odpornost proti razširjanju razpoke, da zagotovimo znatno mikrostruktumo žilavost.
V skladu s prejšnjim gre za postopek za pripravo jeklene plošče ultra visokih trdnosti, ki ima mikrolaminatno mikrostrukturo, ki obsega okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev pretežno fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita, označen s tem, da obsega naslednje stopnje: (a) segrevanja jeklenega slaba do temperature ponovnega segrevanja, ki je zadosti visoka, da (i) se v bistvu homogenizira jekleni slab, (ii) se raztopijo v bistvu vsi karbidi in karbonitridi nioba in vanadija v jeklenem slabu in da (iii) se dobijo fina začetna austenitna zma v jeklenem slabu; (b) reduciranja jeklenega slaba, da nastane jeklena plošča v enem ali več prehodih vročega valjanja v prvem temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira; (c) nadaljnjega reduciranja jeklene plošče v enem ali več prehodih vročega valjanja v drugem temperaturnem območju pod okoli Tnr temperaturo in nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo; (d) gašenja jeklene plošče pri hitrosti hlajenja od okoli 10°C na sekundo do okoli 40°C na sekundo do temperature po ustavitvi gašenja (QST) pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 100°C ter nad okoli Ms transformacijsko temperaturo; in (e) ustavitve gašenja. Pri eni izvedbi postopek v smislu izuma nadalje obsega stopnjo, da pustimo, da se jeklena plošča zračno ohladi na sobno temperaturo s QST. Pri drugi izvedbi postopek v smislu predloženega izuma nadalje obsega stopnjo držanja jeklene plošče v bistvu izotermično pri QST do okoli 5 minut, da je omogočeno, da se jeklena plošča zračno ohladi do sobne temperature. Pri Še drugi izvedbi obsega nadalje postopek v smislu predloženega izuma stopnjo počasnega hlajenja jeklene plošče s QST pri hitrosti pod okoli 1,O°C na sekundo do okoli 5 minut, preden pustimo, da se jeklena plošča zračno ohladi do sobne temperature. Ta predelava olajša transformacijo mikrostrukture jeklene plošče na okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev pretežno fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita. (Glej slovar za definicije Tnr temperature ter Ar3 in Ms transformacijskih temperatur).
Za zagotavljanje žilavosti pri sobni temperaturi in kriogeni temperaturi obsegajo letve v mikrolaminatni mikrostrukturi prednostno pretežno nižji bainit ali martenzit. Prednostno je, da se bistveno minimizira nastanek sestavin, ki povzročajo krhkost, kot je gornji bainit, dvojčeni martenzit in MA. Kot se uporablja pri opisu predloženega izuma in v zahtevkih, pomeni pretežno vsaj okoli 50 vol.%. Preostanek mikrostrukture lahko obsega dodaten fino zmav nižji bainit, dodaten fino zmav letvast martenzit ali ferit. Bolj prednostno obsega mikrostruktura vsaj okoli 60 vol.% do okoli 80 vol.% nižjega bainita ali letvastega martenzita. Celo bolj prednostno obsega mikrostruktura vsaj 90 vol.% nižjega bainita ali letvastega martenzita.
Jekleni slab, predelan v smislu predloženega izuma, izdelamo na običajen način in v eni izvedbi obsega železo in naslednje legime elemente, prednostno v masnih območjih, navedenih v naslednji tabeli I:
Tabela I
Legirni element
Območje (mas.%) ogljik (C) mangan (Mn) nikelj (Ni) baker (Cu) molibden (Mo) niob (Nb) titan (Ti) aluminij (Al) dušik (N)
0,04 - 0,12, bolj prednostno 0,04 - 0,07 0,5 - 2,5, bolj prednostno 1,0 - 1,8 1,0 - 3,0, bolj prednostno 1,5 - 2,5 0,1 - 1,0, bolj prednostno 0,2 - 0,5 0,1 - 0,8, bolj prednostno 0,2 - 0,4 0,02 - 0,1, bolj prednostno 0,02 -0,05 0,008 - 0,03, bolj prednostno 0,01 - 0,02 0,001 - 0,05, bolj prednostno 0,005 - 0,03 0,002 - 0,005, bolj prednostno 0,002 - 0,003
Jeklu včasih dodamo krom (Cr), prednostno do okoli 1,0 mas.%, bolj prednostno okoli 0,2 mas.% do okoli 0,6 mas.%.
Jeklu včasih dodamo silicij (Si), prednostno do okoli 0,5 mas.%, bolj prednostno okoli 0,01 mas.% do okoli 0,5 mas.%, in celo bolj prednostno okoli 0,05 mas.% do okoli 0,1 mas.%.
Jeklo prednostno vsebuje vsaj okoli 1 mas.% niklja. Vsebnost niklja v jeklu lahko povečamo nad okoli 3 mas.%, če želimo povečati učinek po varjenju. Za vsak 1 mas.% dodatka niklja se pričakuje, da bo znižal DBTT jekla za okoli 10°C. Vsebnost niklja je prednostno pod 9 mas.%, bolj prednostno pod okoli 6 mas.%. Vsebnost niklja prednostno minimiziramo, da minimiziramo ceno jekla. Če vsebnost niklja povečamo nad okoli 3 mas.%, lahko vsebnost mangana zmanjšamo pod okoli 0,5 mas.% do 0,0 mas.%.
Jeklu včasih dodamo bor (B), prednostno do okoli 0,0020 mas.%, bolj prednostno okoli 0,0006 mas.% do okoli 0,0010 mas.%.
Poleg tega v jeklu prednostno bistveno minimiziramo preostanke. Vsebnost fosforja (P) je prednostno pod okoli 0,01 mas.%. Vsebnost žvepla (S) je prednostno pod okoli 0,004 mas.%. Vsebnost kisika (O) je prednostno pod okoli 0,002 mas.%.
Predelava jeklenega slaba (1) Znižanje DBTT
Doseženje nizke DBTT, t.j. pod okoli -73°C, je ključni izziv v razvoju novih HSLA jekel za aplikacije pri kriogenih temperaturah. Tehničen izziv je, da vzdržujemo/povečamo trdnost pri sedanji HSLA tehnologiji ob znižanju DBTT, zlasti v HAZ. Pri predloženem izumu izrabimo kombinacijo legiranja in predelave, da spremenimo tako intrinzične kot tudi mikrostrukturne prispevke k porušitveni odpornosti tako, da proizvedemo nizko legirano jeklo z odličnimi lastnostmi pri kriogenih temperaturah v matični plošči in v HAZ, kot je opisano v nadaljevanju.
Pri predloženem izumu izrabimo mikrostruktumo žilavost za znižanje DBTT osnovnega jekla. Ta mikrostruktuma žilavost obstoji iz udrobnjenja predhodne velikosti zrn austenita, modificiranja morfologije zrn s termo-mehanično kontrolirano predelavo z valjanjem (TMCP) in proizvodnje mikrolaminatne mikrostrukture znotraj finih zrn, cilj vsega tega pa je povečanje medploskovne površine velikokotnih meja na enotski volumen v jekleni plošči. Kot strokovnjaki vedo, pomeni zmo, kot se tukaj uporablja, posamezen kristal v polikristalnem materialu in pomeni meja zrna, kot se tukaj uporablja, ozko cono v kovini, ki ustreza prehodu iz ene kristalografske orientacije v drugo in tako loči eno zmo od drugega. Kot se tukaj uporablja, je velikokotna meja zrna meja zma, ki loči dve sosednji zrni, katerih kristalografski orientaciji se razlikujeta za več kot okoli 8°. Tudi kot se tukaj uporablja, je velikokotna meja ali fazna meja meja ali fazna meja, ki se efektivno obnaša kot velikokotna meja zma, t.j. teži k temu, da spelje vstran razširjajočo se razpoko ali prelom in tako povzroči zakrivljenost na poti preloma.
Prispevek od TMCP k celotni medploskovni površini velikokotnih meja na enotski volumen, Sv, je definiran z naslednjo enačbo:
Sv = —^1 + R + —+ 0,63(r - 30) kjer je d povprečna velikost austenitnih zm v vroče valjani jekleni plošči pred valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira (predhodna velikost zm austenita);
7? je redukcijsko razmerje (originalna debelina jeklenega slaba/končna debelina jeklene plošče); in rje odstotna redukcija v debelini jekla zaradi vročega valjanja v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira.
Znano je, da ko se Sv jekla povečuje, se DBTT zmanjšuje zaradi speljave razpoke vstran in spremljajoče zakrivljenosti na poti razpoke pri velikokotnih mejah. V tržni TMCP praksi je vrednost R fiksirana za dano debelino plošče in je gornja meja za vrednost r tipično 75. Pri danih fiksiranih vrednostih za R in r lahko Sv bistveno povečamo samo z zmanjšanjem d, kot je razvidno iz gornje enačbe. Za zmanjšanje d v jeklih v smislu predloženega izuma uporabimo Ti-Nb mikrolegiranje v kombinaciji z optimirano TMCP prakso. Za enako celotno količino redukcije med vročim valjanjem/deformacijo bomo jeklo z začetno finejšo povprečno velikostjo zm austenita dobili v finejši gotovi povprečni velikosti zm austenita. Zato pri predloženem izumu količino Ti-Nb dodatkov optimiramo za prakso z nizkim ponovnim segrevanjem ob nastanku želene inhibicije rasti zm austenita med TMCP. Glede na sl. 3A uporabimo relativno nizko temperaturo ponovnega segrevanja, prednostno med okoli 955°C in okoli 1065°C, da dobimo v začetku povprečno velikost D' zm austenita pod okoli 120 pm v ponovno segretem jeklenem slabu 32' pred vročo deformacijo. S predelavo v smislu predloženega izuma se izognemo prekomerni rasti zm austenita, ki je posledica uporabe višjih temperatur ponovnega segrevanja, t.j. nad okoli 1095°C pri običajni TMCP. Za pospeševanje z dinamično rekristalizacijo povzročenega udrobnjenja zm uporabimo velike redukcije na prehod, nad okoli 10%, med vročim valjanjem v temperaturnem območju, v katerem rekristalizira austenit. Če se sedaj sklicujemo na sl. 3B, zagotavlja predelava v smislu predloženega izuma povprečno predhodno velikost D zrn austenita (t.j. d) pod okoli 30 pm, prednostno pod okoli 20 pm in celo bolj prednostno pod okoli 10 pm, v jeklenem slabu 32 po vročem valjanju (deformaciji) v temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira, vendar pred vročim valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira. Polega tega, da dosežemo učinkovito redukcijo velikosti zrn v smeri po debelini, izvedemo velike redukcije, prednostno nad okoli 70% kumulativno, v temperaturnem območju po okoli Tnr temperaturo, vendar nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo. Ce se sedaj sklicujemo na sl. 3C, vodi TMCP v smislu predloženega izuma do nastanka podaljšane ploske strukture v austenitu v dovršilno valjam jekleni plošči 32' z zelo fino efektivno velikostjo D' zrn v smeri po debelini, npr. efektivno velikost D' zrn pod okoli 10 pm, prednostno pod okoli 8 pm in celo bolj prednostno pod okoli 5 pm, pri čemer se poveča medploskovna površina velikokotnih meja, npr. 33, na enotski volumen v jekleni plošči 32', kot bodo razumeli strokovnjaki.
Nekoliko bolj podrobno pripravimo jeklo v smislu predloženega izuma s tvorjenjem slaba z želeno sestavo, kot je tukaj opisano; s segrevanjem slaba na temperaturo od okoli 955°C do okoli 1065°C; z vročim valjanjem slaba, da se tvori jeklena plošča v enem ali več prehodih, kar zagotavlja okoli 30% do okoli 70% redukcijo v prvem temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira, to je nad okoli Tnr temperaturo, in z nadaljnjim vročim valjanjem jeklene plošče v enem ali več prehodih, kar zagotavlja okoli 40% do okoli 80% redukcijo v drugem temperaturnem območju pod okoli Tnr temperaturo in nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo. Vroče valjano jekleno ploščo nato pogasimo pri hitrosti hlajenja okoli 10°C na sekundo do okoli 40°C na sekundo do primerne QST pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 100°C in nad okoli Ms transformacijsko temperaturo, takrat pa z gašenjem končamo. Pri eni izvedbi v smislu izuma po tem, ko je gašenje končano, pustimo, da se jeklena plošča zračno ohladi do sobne temperature od QST, kot je prikazano s črtkano črto 10 na sl. 1. Pri drugi izvedbi v smislu izuma po tem, ko je gašenje končano, vzdržujemo jekleno ploščo bistveno izotermično pri QST določen Čas, prednostno do okoli 5 minut, in nato zračno hladimo do sobne temperature, kot je prikazano s pikčasto črto 12 na sl.1. Pri še drugi izvedbi, kot je prikazano s pikčasto in črtkano črto 11 na sl.1, jekleno ploščo počasi hladimo od QST s hitrostjo, ki je počasnejša kot zračno hlajenje, t.j. pri hitrosti pod okoli 1°C na sekundo, prednostno do okoli 5 minut. Pri vsaj eni izvedbi v smislu predloženega izuma je Ms transformacijska temperatura okoli 350°C in je zato Ms transformacijska temperatura plus 100°C okoli 450°C.
Jekleno ploščo lahko vzdržujemo bistveno izotermično pri QST na katerikoli primeren način, kot je znano strokovnjakom, kot z namestitvijo termičnega pokrivala preko jeklene plošče. Jekleno ploščo lahko počasi hladimo po dokončanem gašenju na katerikoli primeren način, kot je znano strokovnjakom, kot z namestitvijo izolacijskega pokrivala preko jeklene plošče.
Kot bodo razumeli strokovnjaki, se odstotna redukcija v debelini, kot se tukaj uporablja, nanaša na odstotno redukcijo v debelini jeklenega slaba ali plošče pred navedeno redukcijo. Le za namene razlage in ne da bi pri tem omejevali izum, lahko jekleni slab z debelino okoli 25,4 cm reduciramo za okoli 50% (50% redukcija) v prvem temperaturnem območju na debelino okoli 12,7 cm, nato reduciramo okoli 80% (80% redukcija) v drugem temperaturnem območju na debelino okoli 2,5 cm. Kot se tukaj uporablja, pomeni slab kos jekla kakršnihkoli dimenzij.
Jekleni slab prednostno segrevamo s primernim načinom za zviševanje temperature v bistvu celotnega slaba, prednostno celotnega slaba, na želeno temperaturo ponovnega segrevanja, npr. z namestitvijo slaba v peč za določen čas. Specifično temperaturo ponovnega segrevanja, ki jo je treba uporabiti za katerokoli sestavo jekla v območju v smislu predloženega izuma, lahko zlahka določi strokovnjak bodisi s poskusom bodisi z izračunom ob uporabi primernih modelov. Poleg tega lahko temperaturo peči in čas ponovnega segrevanja, potreben za zviševanje temperature v bistvu celotnega slaba, prednostno celotnega slaba, na želeno temperaturo ponovnega segrevanja zlahka določi strokovnjak z ozirom na standardne industrijske publikacije.
Razen temperature ponovnega segrevanja, ki se nanaša na v bistvu celoten slab, so sledeče temperature, navedene pri opisu postopka predelave v smislu predloženega izuma, temperature, merjene na površini jekla. Površinsko temperaturo jekla lahko merimo z uporabo npr. optičnega pirometra ali s katerokoli drugo pripravo, primemo za merjenje površinske temperature jekla. Tukaj navedene hitrosti hlajenja so tiste v sredini ali bistveno v sredini debeline plošče; in temperatura po ustavitvi gašenja (QST) je najvišja ali v bistvu najvišja temperatura, dosežena na površini plošče po ustavitvi gašenja zaradi toplote, ki se prenese iz sredinske debeline plošče. Npr. med procesiranjem eksperimentalnih toplot sestavka za jeklo v smislu predloženega izuma namestimo termoelement v sredini ali v bistvu v sredini debeline jeklene plošče za merjenje središčne temperature, površinsko temperaturo pa merimo z uporabo optičnega pirometra. Korelacijo med središčno temperaturo in površinsko temperaturo razvijemo za uporabo med sledečo predelavo istega ali v bistvu istega sestavka za jeklo, tako da lahko središčno temperaturo določimo preko direktnega merjenja površinske temperature. Tudi potrebno temperaturo in pretočno hitrost tekočine za gašenje, da dosežemo želeno pospešeno hitrost hlajenja, lahko določi strokovnjak z ozirom na standardne industrijske publikacije.
Za katerikoli sestavek za jeklo v obsegu predloženega izuma je temperatura, ki definira mejo med rekristalizacijskim območjem in ne-rekristalizacijskim območjem, Tnr temperatura, odvisna od kemije jekla, zlasti koncentracije ogljika in koncentracije nioba, od temperature ponovnega segrevanja pred valjanjem in od količine redukcije, podane v prehodih valjanja. Strokovnjaki lahko določijo to temperaturo za posamezno jeklo v smislu predloženega izuma bodisi s poskusom ali z modelnim izračunom. Podobno lahko tukaj navedene Ar3 in Ms transformacijske temperature strokovnjaki določijo za katerokoli jeklo v smislu predloženega izuma bodisi s poskusom ali z modelnim izračunom.
Tako opisana praksa vodi do visoke vrednosti Sv. Poleg tega, če se spet sklicujemo na sl. 2B, mikrolaminatna mikrostruktura, proizvedena med ausagingom, nadalje zveča medploskovno površino z zagotovitvijo številnih velikokotnih faznih mej 29 med letvami 28 pretežno nižjega bainita ali martenzita in slojev 30 austenitnega filma. To mikrolaminatno konfiguracijo, kot je shematsko prikazano na sl. 2B, lahko primerjamo z običajno bainitno/martenzitno letvasto strukturo brez med-letvastih slojev austenitnega filma, kot je prikazano na sl. 2A. Običajna struktura, shematsko prikazana na sl. 2A, je označena z malo-kotnimi mejami 20 (t.j. mejami, ki se efektivno obnašajo kot malo-kotne meje zrna (glej slovar)), npr. med letvami 22 pretežno nižjega bainita in martenzita; in tako, ko se začne razkolna razpoka 24, se lahko razširi skozi letvaste meje 20 z malo spremembe smeri. Nasprotno pa mikrolaminatna mikrostruktura v jeklih v smislu predloženega izuma, kot je prikazano na sl. 2B, vodi do znatne zakrivljenosti na poti razpoke. To je zato, ker bo razpoka 26, ki se začne v letvi 28, npr. nižjega bainita ali martenzita, težila k spremembi ravnin, t.j. k spremembi smeri, pri vsaki velikokotni fazni meji 29 s sloji 30 austenitnega filma zaradi različne orientacije razkolnih in drsnih ravnin v bainitnih in martenzitnih sestavinah in austenitni fazi. Poleg tega sloji 30 austenitnega filma zagotovijo otopitev napredujoče razpoke 26, ki je posledica nadaljnje energijske absorpcije, preden se razpoka 26 razširi skozi sloje 30 austenitnega filma. Do otopitve pride zaradi več razlogov. Najprej FCC (kot je tukaj definirano) austenit ne kaže DBTT obnašanja in strižni procesi ostanejo edini mehanizem razširjanja razpoke. Drugič, kadar obremenitev/deformacija preseže določeno višjo vrednost pri konici razpoke, lahko pri metastabilnem austenitu pride do transformacije, inducirane z napetostjo ali obremenitvijo, v martenzit, kar vodi do TRansformacijsko Inducirane Plastičnosti (TRIP). TRIP lahko vodi do znatne energijske absorpcije in zniža napetostno intenzivnost konice razpoke. Končno bo imel letvasti martenzit, ki se tvori iz TRIP procesov, orientacijo razkolne in drsne ravnine različno od tiste od predhodno obstoječih bainitnih ali letvastih martenzitnih sestavin, ki naredijo pot razpoke bolj zakrivljeno. Kot je prikazano na sl. 2B, je čisti rezultat tak, da se odpornost proti razširjanju razpoke znatno poveča v mikrolaminatni mikro strukturi.
Bainitne/austenitne ali martenzitne/austenitne fazne meje jekel v smislu predloženega izuma imajo odlične medploskovne vezavne trdnosti in to bolj pospešuje speljavo razpoke vstran kot pa medploskovno zrahljanje vezi. Fino zmav letvast martenzit in fino zmav nižji bainit se pojavita kot paketi z velikokotnimi mejami med paketi. Znotraj ploske strukture se tvori več paketov. To zagotavlja nadaljnjo stopnjo strukturnega udrobnjenja, ki vodi do povečane zakrivljenosti za širjenje razpoke skozi te pakete znotraj ploske strukture. To vodi do znatnega povečanja v Sv in torej znižanja DBTT.
Čeprav so zgoraj opisani mikrostruktumi pristopi koristni za znižanje DBTT v matični jekleni plošči, niso popolnoma učinkoviti za vzdrževanje zadostno nizke DBTT v grobo zmavih območjih varilne HAZ. Tako gre pri predloženem izumu za postopek za vzdrževanje zadosti nizke DBTT v grobo zmavih območjih varilne HAZ z uporabo intrinzičnih učinkov legimih elementov, kot je opisano v nadaljevanju.
Vodilna feritna jekla za kriogene temperature so na splošno na osnovi prostorsko centrirane kubične (BCC) kristalne mreže. Čeprav ta kristalni sistem nudi potencial za zagotavljanje visokih trdnosti ob nizki ceni, ima obnašanje strmega prehoda od kovnega do krhkega preloma, ko se temperatura znižuje. To lahko v osnovi pripišemo močni senzibilnosti kritične razločitvene strižne napetosti (CRSS) (kot je tukaj definirano) na temperaturo v BCC sistemih, kjer CRSS strmo narašča z zmanjševanjem temperature in s tem postanejo strižni procesi in posledično kovni prelom bolj težki. Po drugi strani je kritična napetost za procese krhkega preloma, kot je razkol, manj občutljiva za temperaturo. Zato, ko se temperatura znižuje, postane razkol prednosten prelomni način, ki vodi do nastopa nizko energijskega krhkega preloma. CRSS je intrinzična lastnost jekla in je občutljiva na lahkoto, s katero lahko dislokacije prečno drsijo pri deformaciji; t.j. jeklo, pri katerem je prečno drsenje lažje, bo tudi imelo nizko CRSS in zato nizko DBTT. Za nekatere ploskovno centrirane kubične (FCC) stabilizatorje, kot Ni, je znano, da pospešujejo prečno drsenje, medtem ko BCC stabilizimi legimi elementi, kot Si, Al, MO, Nb in V, odvračajo prečno drsenje. Pri predloženem izumu prednostno optimiramo vsebnost FCC stabilizimih legimih elementov, kot Ni in Cu, pri čemer upoštevamo razmisleke o stroških in ugoden učinek za znižanje DBTT, z Ni legiranjem prednostno vsaj okoli 1,0 mas.% in bolj prednostno vsaj okoli 1,5 mas.%; in vsebnost BCC stabilizimih legimih elementov v jeklu bistveno minimiziramo.
Kot rezultat intrinzične in mikrostruktume žilavosti, ki izvira iz enkratne kombinacije kemije in predelave za jekla v smislu predloženega izuma, imajo jekla odlično žilavost pri kriogenih temperaturah tako v matični plošči kot tudi v HAZ po varjenju. DBTT tako v matični plošči kot tudi v HAZ po varjenju teh jekel so pod okoli -73 °C in so lahko pod okoli -107°C.
(2) Natezna trdnost nad 830 MPa ter enakomernost po debelini mikrostrukture in lastnosti
Trdnost mikrolaminatne strukture primarno določimo z vsebnostjo ogljika letvastega martenzita in nižjega bainita. Pri nizko legiranih jeklih v smislu predloženega izuma izvedemo ausaging, da dosežemo vsebnost austenita v jekleni plošči prednostno okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.%, bolj prednostno vsaj okoli 5 vol.%. Ni oz. Mn dodatki okoli 1,0 mas.% do okoli 3,0 mas.% oz. okoli 0,5 mas.% do okoli 2,5 mas.% so posebno prednostni, da zagotovimo želeni volumski del austenita in zakasnitev pri bainitnem startu za ausaging. Dodatki bakra prednostno okoli 0,1 mas.% do okoli 1,0 mas.% tudi prispevajo k stabilizaciji austenita med ausagingom.
Pri predloženem izumu dosežemo želeno trdnost pri relativno nizki vsebnosti ogljika s spremljajočimi prednostmi v varivosti in odlični žilavosti tako v matičnem jeklu kot tudi v HAZ. Minimalno okoli 0,04 mas.% C je prednostno v celotni zlitini za doseganje natezne trdnosti nad 830 MPa.
Čeprav so legimi elementi, različni od C, v jeklih v smislu predloženega izuma v bistvu nepomembni, kar se tiče maksimalne dosegljive trdnosti v jeklu, so ti elementi zaželeni, da se zagotovi zahtevana enakomernost mikrostrukture in trdnosti po debelini za debelino plošče nad okoli 2,5 cm in za območje hitrosti hlajenja, želenih za fleksibilnost predelave. To je pomembno, ker je dejanska hitrost hlajenja v srednjem preseku debele plošče manjša kot na površini. Mikrostruktura površine in centra je lahko tako čisto različna, razen če je jeklo tako zasnovano, da je izločena njegova senzibilnost za razliko v hitrosti hlajenja med površino in centrom plošče. V tem pogledu so posebno učinkoviti Mn in Mo legimi dodatki, zlasti kombinirani dodatki Mo in B. Pri predloženem izumu te dodatke optimiramo glede kaljivosti, varivosti, nizke DBTT in stroškovno. Kot je navedeno preje v tem opisu, je s stališča znižanja DBTT bistveno, da se celotni BCC legimi dodatki držijo pri minimumu Postavljene so prednostne kemijske tarče in območja za izpolnitev teh in drugih zahtev v smislu predloženega izuma.
(3) Izvrstna varivost za varjenje z nizkim vnosom toplote
Jekla v smislu predloženega izuma so zasnovana za izvrstno varivost. Najbolj zaskrbljujoče je, zlasti pri varjenju z nizkim vnosom toplote, razpokanje v hladnem ali razpokanje zaradi vodika v grobo zmavi HAZ. Ugotovili smo, daje za jekla v smislu predloženega izuma občutljivost za razpokanje v hladnem kritično prizadeta z vsebnostjo ogljika in tipom HAZ mikrostrukture in ne s trdoto in ekvivalentom ogljika, za katera se je smatralo v stanju tehnike, da sta kritična parametra. Da bi se izognili razpokanju v hladnem, kadar naj bi jeklo varili ob pogojih varjenja brez predhodnega segrevanja ali z nizkim predhodnim segrevanjem (pod okoli 100°C), je prednostna gornja meja za dodatek ogljika okoli 0,1 mas.%. Kot se tukaj uporablja, ne da bi predloženi izum kakorkoli omejevali, pomeni varjenje z nizkim vnosom toplote varjenje z ločnimi energijami do okoli 2,5 kJ/mm.
Nižje bainitne ali avtopopuščene letvaste martenzitne mikrostrukture imajo izvrstno odpornost proti razpokanju v hladnem. Drugi legimi elementi v jeklih v smislu predloženega izuma so skrbno uravnoteženi, sorazmerno z zahtevami za kaljivost in trdnost, da zagotovimo nastanek teh želenih mikrostruktur v grobo zmavi HAZ.
Vloga legirnih elementov v jeklenem slabu
Vloga različnih legirnih elementov in prednostne meje njihovih koncentracij za predloženi izum so podane spodaj:
Ogljik (C) je eden od najbolj učinkovitih ojačevalnih elementov v jeklu. Se tudi kombinira z močnimi tvorci karbidov v jeklu, kot so Ti, Nb in V, da zagotovimo inhibiranje rasti zm in ojačitev obarjanja. Ogljik tudi poveča kaljivost, t.j. sposobnost tvorbe trših in močnejših mikrostruktur v jeklu med hlajenjem. Če je vsebnost ogljika manj kot okoli 0,04 mas.%, na splošno ne zadostuje za sproženje želenega ojačenja, v
namreč nad 830 MPa natezne trdnosti, v jeklu. Ce je vsebnost ogljika nad okoli 0,12 mas.%, je jeklo na splošno občutljivo za razpokanje v hladnem med varjenjem in žilavost se zmanjša v jekleni plošči in njeni HAZ pri varjenju. Vsebnost ogljika v območju okoli 0,04 mas.% do okoli 0,12 mas.% je prednostna, da dosežemo želene HAZ mikrostrukture, namreč avtopopuščen letvasti martenzit in nižji bainit. Celo bolj prednostno je gornja meja za vsebnost ogljika okoli 0,07 mas.%.
Mangan (Mn) ie ojačevalec osnovne mase v jeklih in tudi močno prispeva h kaljivosti. Dodatek Mn je koristen za doseganje želenega časa zakasnitve transformacije bainita, potrebnega za ausaging. Minimalna količina 0,5 mas. % Mn je prednostna, da dosežemo želeno visoko trdnost v debelini plošče, ki presega okoli 2,5 cm, minimalno najmanj okoli 1,0 mas.% Mn pa je celo bolj prednostno. Vendar lahko preveč Mn škoduje žilavosti, tako daje pri predloženem izuma prednostna gornja meja okoli 2,5 mas. % Mn. Ta gornja meja je tudi prednostna, da bistveno minimiziramo sredinsko izcejanje, ki navadno nastopa v visokih Mn in kontinuimo litih jeklih, in spremljajočo neenakomernost po debelini v mikrostrukturi in lastnostih. Bolj prednostno je gornja meja za vsebnost Mn okoli 1,8 mas.%. Če se vsebnost niklja poveča nad okoli 3 mas.%, lahko želeno visoko trdnost dosežemo brez dodatka mangana. Zato je v širokem smislu prednostno do okoli 2,5 mas.% mangana.
Silicij (Si) dodamo jeklu za deoksidacijske namene in za ta namen je prednostno minimalno okoli 0,01 mas.%. Vendar je Si močan BCC stabilizator ter tako dvigne DBTT in ima tudi škodljiv učinek na žilavost. Zato je, kadar dodamo Si, prednostna gornja meja okoli 0,5 mas.% Si. Bolj prednostno je gornja meja za vsebnost Si okoli 0,1 mas.%. Silicij ni vedno potreben za deoksidacijo, ker lahko aluminij ali titan izvajata isto funkcijo.
Niob (Nb) dodamo za pospeševanje udrobnjenja zm valjane mikrostrukture jekla, kar izboljša tako trdnost kot tudi žilavost. Obarjanje niobovega karbida med vročim valjanjem služi za zadrževanje rekristalizacije in za inhibiranje rasti zrn, pri čemer zagotovi sredstvo za udrobnjenje zrn austenita. Za to je prednostno vsaj okoli 0,02 mas.% Nb. Vendar je Nb močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Preveč Nb je lahko škodljivo za varivost in HAZ žilavost, tako da je prednostno maksimmalno okoli 0,1 mas.%. Bolj prednostno je gornja meja za vsebnost Nb okoli 0,05 mas.%.
Titan (Ti) je, kadar ga dodamo v majhni količini, učinkovit pri tvorbi finih delcev titanovega nitrida (TiN), ki udrobnijo velikost zrn tako v valjani strukturi kot tudi v HAZ jekla. Tako se žilavost jekla izboljša. Ti dodamo v taki količini, da je masno razmerje Ti/N prednostno okoli 3,4. Ti je močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Prebiten Ti navadno poslabša žilavost jekla s tvorbo bolj grobih delcev TiN ali titanovega karbida (TiC). Vsebnost Ti pod okoli 0,008 mas.% na splošno ne more zagotoviti zadosti fine velikosti zrn ali blokira N v jeklu kot TiN, več kot okoli 0,03 mas.% pa lahko povzroči poslabšanje žilavosti. Bolj prednostno vsebuje jeklo vsaj okoli 0,01 mas.% Ti in ne več kot okoli 0,02 mas.% Ti.
Aluminij (AT) dodamo jeklom v smislu predloženega izuma za deoksidacijske namene. Za ta namen je prednostno vsaj okoli 0,001 mas.% Al, celo bolj prednostno pa je vsaj okoli 0,005 mas.% Al. Al blokira dušik, raztopljen v HAZ. Vendar je Al močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Če je vsebnost Al previsoka, t.j. nad okoli 0,05 mas.%, obstaja težnja po tvorbi vključkov tipa aluminijevega oksida (AI2O3), kar je navadno škodljivo za žilavost jekla in njegove HAZ. Celo bolj prednostno je gornja meja za vsebnost Al okoli 0,03 mas.%.
Molibden (Mo) zviša kaljivost jekla pri direktnem gašenju, zlasti v kombinaciji z borom in niobom. Mo je tudi zaželen za pospeševanje ausaginga. Za to je prednostno vsaj okoli 0,1 mas.% Mo, celo bolj prednostno pa je vsaj okoli 0,2 mas.% Mo. Vendar je Mo močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Prebiten Mo pripomore k nastanku razpokanja v hladnem pri varjenju in tudi navadno poslabša žilavost jekla in HAZ, tako daje prednostno maksimalno okoli 0,8 mas.% Mo, celo bolj prednostno pa je maksimalno okoli 0,4 mas.% Mo.
Krom (Cr) navadno poveča kaljivost jekla pri direktnem gašenju. V majhnih dodatkih vodi Cr do stabilizacije austenita. Cr tudi izboljša korozijsko odpornost in odpornost proti razpokanju zaradi vodika (HIC). Podobno kot Mo prebiten Cr navadno povzroči razpokanje v hladnem pri varjenjih in navadno poslabša žilavost jekla in njegove HAZ, tako da je pri dodatku Cr prednostno maksimalno okoli 1 mas.% Cr. Bolj prednostno je pri dodatku Cr vsebnost Cr okoli 0,2 mas.% do okoli 0,6 mas.%.
Nikelj (Ni) je pomemeben legimi dodatek jeklom v smislu predloženega izuma, da dobimo želeno DBTT, zlasti v HAZ. Je eden najmočnejših FCC stabilizatorjev v jeklu. Dodatek Ni jeklu poveča prečno drsenje in s tem znižuje DBTT. Čeprav ne do enake stopnje kot dodatki Mn in Mo, dodatek Ni jeklu tudi pospešuje kaljivost in zato enakomernost po debelini v mikrostrukturi in lastnostih, kot sta trdnost in žilavost, v debelih presekih. Dodatek Ni je tudi koristen, da dosežemo želeni čas zadrževanja bainitne transformacije, potreben za ausaging. Za doseganje želene DBTT v varilni HAZ je minimalna vsebnost Ni prednostno okoli 1,0 mas.%, bolj prednostno okoli 1,5 mas.%. Ker je Ni drag legimi element, je vsebnost Ni v jeklu prednostno pod okoli 3,0 mas.%, bolj prednostno pod okoli 2,5 mas.%, bolj prednostno pod okoli 2,0 mas.% in celo bolj prednostno pod okoli 1,8 mas.%, da bistveno minimiziramo ceno jekla.
Baker (Cu) je želeni legimi dodatek za stabiliziranje austenita, da dobimo mikrolaminatno mikrostrukturo. Za ta namen prednostno dodamo vsaj okoli 0,1 mas.%, bolj prednostno vsaj okoli 0,2 mas.% Cu. Cu je tudi FCC stabilizator v jeklu in lahko prispeva k znižanju DBTT v majhnih količinah. Cu je tudi ugoden za korozijsko in HIC odpornost. Pri višjih količinah Cu povzroči prekomerno obarjalno kaljenje preko ε-bakrovih oborin. To obarjanje, če ni primemo kontrolirano, lahko zniža žilavost in dvigne DBTT tako v matični plošči kot tudi v HAZ. Višji Cu lahko tudi povzroči nastanek krhkosti med litjem slaba in vročim valjanjem, ki zahteva sododatke Ni za ublažitev. Zaradi gornjih razlogov je prednostna gornja meja okoli 1,0 mas.% Cu, celo bolj prednostna pa je gornja meja okoli 0,5 mas.%.
Bor (B) lahko v majhnih količinah znatno poveča kaljivost jekla in pospeši tvorbo jeklenih mikrostruktur letvastega martenzita, nižjega bainita in ferita s preprečevanjem tvorbe gornjega bainita tako v matični plošči kot tudi v grobo zmavi HAZ. Za ta namen je na splošno potrebno vsaj okoli 0,0004 mas.% B. Kadar dodamo bor jeklom v smislu predloženega izuma, je prednostno od okoli 0,0006 mas.% do okoli 0,0020 mas.%, celo bolj prednostna pa je gornja meja okoli 0,0010 mas.%. Vendar ni nujno, da je bor dodatek, če drugo legiranje v jeklu zagotovi primemo kaljivost m želeno mikrostrukturo.
(4) Prednosten sestavek za jeklo, kadar ie potrebna naknadna varilna toplotna obdelava (PWHT)
PWHT normalno izvedemo pri visokih temperaturah, t.j. nad okoli 540°C. Termično izpostavljanje iz PWHT lahko vodi do izgube trdnosti v matični plošči kot tudi v varilni HAZ zaradi zmehčanja mikrostrukture v povezavi z rekuperacijo pod-strukture (t.j. izguba prednosti predelave) in nastanka grobosti cementitnih delcev. Za obvladanje tega kemijo osnovnega jekla, kot je opisano zgoraj, prednostno modificiramo z dodatkom majhne količine vanadija. Vanadij dodamo, da dobimo obarjalno ojačitev s tvorbo finih delcev vanadijevega karbida (VC) v osnovnem jeklu in HAZ po PWHT. Ta ojačitev je zasnovana za bistveno kompenziranje izgube trdnosti po PWHT. Vendar se je treba izogibati prekomerni VC ojačitvi, ker lahko zmanjša žilavost in dvigne DBTT tako v matični plošči kot tudi v njeni HAZ. Zaradi teh razlogov je pri predloženem izumu za V prednostna gornja meja okoli 0,1 mas.%. Spodnja meja je prednostno okoli 0,02 mas.%. Bolj prednostno dodamo jeklu okoli 0,03 mas.% do okoli 0,05 mas.% V.
Ta kombinacija lastnosti jekel v smislu predloženega izuma zagotavlja stroškovno ugodno tehnologijo za določene operacije pri kriogenih temperaturah, npr. skladiščenje in transport naravnega plina pri nizkih temperaturah. Ta nova jekla lahko zagotovijo znatne prihranke pri ceni materiala za uporabe pri kriogenih temperaturah glede na uveljavljena tržna jekla, ki na splošno zahtevajo mnogo višje vsebnosti niklja (do okoli 9 mas.%) in imajo mnogo nižje trdnosti (pod okoli 830 MPa). Kemija in zasnova mikrostrukture se uporabljata za znižanje DBTT in zagotavljata enakomerne mehanske lastnosti po debelini za debeline presekov nad okoli 2,5 cm. Ta nova jekla imajo prednostno vsebnosti niklja pod okoli 3 mas.%, natezno trdnost nad 830 MPa, prednostno nad okoli 860 MPa in bolj prednostno nad okoli 900 MPa, temperature prehoda od kovnega do krhkega (DBTT) pod okoli -73°C in nudijo odlično žilavost pri DBTT. Ta nova jekla imajo lahko natezno trdnost nad okoli 930 MPa ali nad okoli 965 MPa ali nad okoli 1000 MPa. Vsebnost niklja v teh jeklih lahko povečamo nad okoli 3 mas.%, če je želeno, da izboljšamo obnašanje po varjenju. Za vsak 1 mas.% dodatka niklja pričakujemo, da zmanjša DBTT jekla za okoli 10°C. Vsebnost niklja je prednostno pod 9 mas.%, bolj prednostno pod okoli 6 mas.%. Vsebnost niklja prednostno minimiziramo, da minimiziramo ceno jekla.
Čeprav smo gornji izum opisali z eno ali več prednostnimi izvedbami, je treba razumeti, da lahko naredimo druge modifikacije, ne da bi se oddaljili od obsega izuma, kije naveden v sledečih zahtevkih.
Slovar izrazov
Aci transformacijska temperatura: temperatura, pri kateri se začne austenit tvoriti med segrevanjem;
Ac3 transformacijska temperatura: temperatura, pri kateri se transformacija ferita v austenit konča med segrevanjem;
AI2O3: Ar3 transformacijska temperatura: aluminijev oksid; temperatura, pri kateri se začne austenit pretvarjati v ferit med hlajenjem;
BCC: CRSS (kritična razločitvena napetost): prostorsko centriran kubičen; strižna intrinzična lastnost jekla, občutljiva na lahkoto, s katero lahko dislokacije prečno drsijo pri deformaciji, tj. jeklo, pri katerem je prečno drsenje lažje, bo tudi imelo nizko CRSS in zato nizko DBTT;
DBTT (temperatura prehoda od kovnega opisuje oba režima prelomov v
do krhkega): konstrukcijskih jeklih; pri temperaturah pod DBTT večkrat pride do odpovedi zaradi nizko energijskega razkolnega (krhkega) preloma, medtem ko pri temperaturah nad DBTT večkrat pride do odpovedi zaradi visoko energijskega kovnega preloma;
FCC: ploskovno centriran kubičen;
gašenje: kot se uporablja pri opisu predloženega izuma, pospešeno hlajenje na katerikoli način, pri čemer uporabimo tekočino, izbrano zaradi njene tendence, da poveča hitrost hlajenja jekla, v nasprotju z zračnim hlajenjem;
HAZ: cona, prizadeta s toploto;
HIC: razpokanje zaradi vodika;
HSLA: hitrost hlajenja: nizko legiran z visokimi trdnostmi; hitrost hlajenja v sredini ali v bistvu v sredini debeline plošče;
interkritično ponovno segreto: segreto (ali ponovno segreto) na temperaturo od okoli Aci transformacijske temperature do okoli Ac3 transformacijske
kriogena temperatura: MA: temperature; katerakoli temperatura pod okoli -40°C; martenzit-austenit;
Ms transformacijska temperatura: temperatura, pri kateri se začne med hlajenjem transformacija austenita v martenzit;
malo-kotna meja zrna: meja zrna, ki loči dve sosednji zrni,
meja zrna: katerih kristalografski orientaciji se razlikujeta za manj kot okoli 8°; ozka cona v kovini, ki ustreza prehodu iz ene kristalografske orientacije v drugo, pri čemer loči eno zrno od drugega;
natezna trdnost: pri nateznem testiranju razmerje maksimalne obremenitve proti originalni
nizko legirano jeklo: površini prečnega preseka; jeklo, ki vsebuje železo in pod okoli 10 mas.% skupnih legimih dodatkov;
predhodna velikost zrn austenita: povprečna velikost austenitnih zrn v vroče valjani jekleni plošči pred valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira;
pretežno: kot se uporablja pri opisu predloženega
Sv: izuma, pomeni vsaj okoli 50 vol.%; celotna medploskovna površina velikokotnih meja na enotski volumen v jekleni plošči;
slab:
TiC:
TiN:
TMCP:
Tnf temperatura:
temperatura po ustavitvi gašenja (QST) valjenje z nizkim vnosom toplote:
velikokotna meja ali fazna meja:
velikokotna meja zma:
zmo:
kos jekla kakršnihkoli dimenzij; titanov karbid; titanov nitrid;
termo-mehanicna kontrolirana predelava z valjanjem;
temperatura, pod katero austenit ne rekristalizira;
najvišja ali v bistvu najvišja temperatura, dosežena na površini plošče po ustavitvi gašenja zaradi toplote, ki se prenese iz sredinske debeline plošče;
varjenje z ločnimi energijami do okoli 2,5 kJ/mm;
meja ali fazna meja, ki se efektivno obnaša kot velikokotna meja zma, t.j. teži k temu, da spelje vstran razširjajočo se razpoko ali prelom in tako povzroči zakrivljenost na poti preloma; meja zma, ki loči dve sosednji zrni, katerih kristalografski orientaciji se razlikujeta za več kot okoli 8°; in posamezen kristal v polikristalnem materialu.

Claims (22)

  1. PATENTNI ZAHTEVKI
    1. Postopek za pripravo jeklene plošče, ki ima mikrolaminatno mikrostrukturo, ki obsega okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev pretežno fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita, označen s tem, da obsega naslednje stopnje, kot so:
    (a) segrevanje jeklenega slaba do temperature ponovnega segrevanja, ki je zadosti visoka, da (i) se v bistvu homogenizira jekleni slab, (ii) se raztopijo v bistvu vsi karbidi in karbonitridi nioba in vanadija v jeklenem slabu in da (iii) se dobijo fma začetna austenitna zrna v jeklenem slabu;
    (b) reduciranje jeklenega slaba, da nastane jeklena plošča v enem ali več prehodih vročega valjanja v prvem temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira;
    (c) nadaljnje reduciranje jeklene plošče v enem ali več prehodih vročega valjanja v drugem temperaturnem območju pod okoli Tnr temperaturo in nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo;
    (d) gašenje jeklene plošče pri hitrosti hlajenja od okoli 10°C na sekundo do okob 40°C na sekundo do temperature po ustavitvi gašenja pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 100°C ter nad okoli Ms transformacijsko temperaturo; in (e) ustavitev gašenja, da se olajša transformacija jeklene plošče do mikrolaminatne mikrostrukture na okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev pretežno fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita.
  2. 2. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da je temperatura ponovnega segrevanja stopnje (a) med okoli 955°C in okoli 1065°C.
  3. 3. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da imajo fina začetna austenitna zma stopnje (a) velikost zrn pod okoli 120 pm.
  4. 4. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da pride do redukcije v debelini jeklenega slaba okoli 30% do okoli 70% v stopnji (b).
  5. 5. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da pride do redukcije v debelini jeklene plošče okoli 40% do okoli 80% v stopnji (c).
  6. 6. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da nadalje obsega stopnjo, pri kateri pustimo jekleno ploščo, da se zračno ohladi do sobne temperature s temperature po ustavitvi gašenja.
  7. 7. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da nadalje obsega stopnjo držanja jeklene plošče bistveno izotermično pri temperaturi po ustavitvi gašenja do okoli 5 minut.
  8. 8. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da nadalje obsega stopnjo počasnega hlajenja jeklene plošče pri temperaturi po ustavitvi gašenja s hitrostjo pod okoli l,0°C na sekundo do okoli 5 minut.
  9. 9. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da jekleni slab stopnje (a) obsega železo in naslednje legime elemente v navedenih mas. odstotkih:
    okoli 0,04% do okoli 0,12% C, vsaj okoli 1% niklja, okoli 0,1% do okoli 1,0% Cu, okoli 0,1% do okoli 0,8% Mo, okoli 0,02% do okoli 0,1% Nb, okoli 0,008% do okoli 0,03% Ti, okoli 0,001% do okoli 0,05% Al in okoli 0,002% do okoli 0,005% N.
  10. 10. Postopek po zahtevku 9, označen s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 6 mas.% Ni.
  11. 11. Postopek po zahtevku 9, označen s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 3 mas.% Ni in dodatno obsega okoli 0,5 mas.% do okoli 2,5 mas.% Mn.
  12. 12. Postopek po zahtevku 9, označen s tem, da jekleni slab nadalje obsega vsaj en dodatek, izbran iz skupine ki obstoji iz (i) do okoli 1,0 mas.% Cr, (ii) do okoli 0,5 mas.% Si, (iii) okoli 0,02 mas.% do okoli 0,10 mas.% V in (iv) do okoli 2,5 mas.% Mn.
  13. 13. Postopek po zahtevku 9, označen s tem, da jekleni slab nadalje obsega okoli 0,0004 mas.% do okoli 0,0020 mas.% B.
  14. 14. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da ima po stopnji (e) jeklena plošča DBTT pod okoli -73°C tako v matični plošči kot tudi v njeni HAZ in ima natezno trdnost nad 830 MPa.
  15. 15. Jeklena plošča z mikrolaminatno mikrostrukturo, ki obsega okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev fino zmavega martenzita in fmo zmavega nižjega bainita, z natezno trdnostjo nad 830 MPa in DBTT pod okoli -73 °C tako v jekleni plošči kot tudi v njeni HAZ, pri čemer jekleno ploščo proizvedemo iz ponovno segretega jeklenega slaba, ki obsega železo in naslednje legime elemente v navedenih mas. odstotkih:
    okoli 0,04% do okoli 0,12% C, vsaj okoli 1% niklja, okoli 0,1% do okoli 1,0% Cu, okoli 0,1% do okoli 0,8% Mo, okoli 0,02% do okoli 0,1% Nb, okoli 0,008% do okoli 0,03% Ti, okoli 0,001% do okoli 0,05% Al in okoli 0,002% do okoli 0,005% N.
  16. 16. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 6 mas.% Ni.
  17. 17. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 3 mas.% Ni in dodatno obsega okoli 0,5 mas.% do okoli 2,5 mas.% Mn.
  18. 18. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da nadalje obsega vsaj en dodatek, izbran iz skupine ki obstoji iz (i) do okoli 1,0 mas.% Cr, (ii) do okoli 0,5 mas.% Si, (iii) okoli 0,02 mas.% do okoli 0,10 mas.% V in (iv) do okoli 2,5 mas.% Mn.
  19. 19. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da nadalje obsega okoli 0,0004 mas.% do okoli 0,0020 mas.% B.
  20. 20. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da mikrolaminatno mikrostrukturo optimiramo, da bistveno maksimiramo zakrivljenost na poti razpoke, s termomehanično kontrolirano predelavo z valjanjem, ki zagotavlja množico velikokotnih faznih mej med letvami fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita ter sloji austenitnega filma.
  21. 21. Postopek za povečanje odpornosti proti razširjanju razpoke jeklene plošče, označen s tem, da predelamo jekleno ploščo, da dobimo mikrolaminatno mikrostrukturo, ki obsega okoli 2 vol.% do okoli 10 vol.% slojev austenitnega filma in okoli 90 vol.% do okoli 98 vol.% letev pretežno fino zmavega martenzita in fino zmavega nižjega bainita, pri čemer mikrolaminatno mikrostrukturo optimiramo, da bistveno maksimiramo zakrivljenost na poti razpoke, s termo-mehanično kontrolirano predelavo z valjanjem, ki zagotavlja množico velikokotnih faznih mej med letvami fino zmavega martenzita in fmo zmavega nižjega bainita ter sloji austenitnega filma.
  22. 22. Postopek po zahtevku 21, označen s tem, da odpornost proti razširjanju razpoke jeklene plošče nadalje povečamo ter odpornost proti razširjanju razpoke HAZ jeklene plošče pri varjenju povečamo z dodatkom vsaj okoli 1,0 mas.% Ni in vsaj okoli 0,1 mas.% Cu ter s tem, da bistveno minimiziramo dodatek BCC stabilizimih elementov.
SI9820088A 1997-12-19 1998-06-18 Austenitno starana jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah SI20276A (sl)

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
SI20276A true SI20276A (sl) 2000-12-31

Family

ID=22081370

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
SI9820088A SI20276A (sl) 1997-12-19 1998-06-18 Austenitno starana jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah

Country Status (44)

Country Link
US (1) US6251198B1 (sl)
EP (1) EP1047798A4 (sl)
JP (1) JP2001527153A (sl)
KR (1) KR100519874B1 (sl)
CN (1) CN1098358C (sl)
AR (1) AR013109A1 (sl)
AT (1) AT409267B (sl)
AU (1) AU739791B2 (sl)
BG (1) BG104624A (sl)
BR (1) BR9813689A (sl)
CA (1) CA2316970C (sl)
CH (1) CH695315A5 (sl)
CO (1) CO5060436A1 (sl)
DE (1) DE19882880B4 (sl)
DK (1) DK175995B1 (sl)
DZ (1) DZ2530A1 (sl)
EG (1) EG22915A (sl)
ES (1) ES2181566B1 (sl)
FI (1) FI112380B (sl)
GB (1) GB2346895B (sl)
GC (1) GC0000036A (sl)
GE (1) GEP20043271B (sl)
HR (1) HRP980345B1 (sl)
HU (1) HU224520B1 (sl)
ID (1) ID25499A (sl)
IL (1) IL136843A (sl)
MY (1) MY119642A (sl)
NO (1) NO20003174L (sl)
NZ (1) NZ505338A (sl)
OA (1) OA11424A (sl)
PE (1) PE89299A1 (sl)
PL (1) PL341292A1 (sl)
RO (1) RO120413B1 (sl)
RU (1) RU2203330C2 (sl)
SE (1) SE523757C2 (sl)
SI (1) SI20276A (sl)
SK (1) SK8692000A3 (sl)
TN (1) TNSN98100A1 (sl)
TR (1) TR200001796T2 (sl)
TW (1) TW454040B (sl)
UA (1) UA59425C2 (sl)
WO (1) WO1999032670A1 (sl)
YU (1) YU37600A (sl)
ZA (1) ZA985321B (sl)

Families Citing this family (50)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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
DZ2527A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques.
CN1274661C (zh) * 2000-02-29 2006-09-13 旭硝子株式会社 含氟化合物和防水防油剂组合物
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
DE60303849T2 (de) * 2002-10-17 2006-11-02 Ntn Corp. Vollrolliger radial Wälzlager und Rollennockenfolger für Brennkraftmaschine
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
EP1707831B1 (en) 2004-01-09 2012-02-01 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 nonstep variable speed gear, and support structure receiving thrust load of manual transmission
JP4540351B2 (ja) * 2004-01-15 2010-09-08 Ｎｔｎ株式会社 鋼の熱処理方法および軸受部品の製造方法
CN100343408C (zh) * 2004-12-08 2007-10-17 鞍钢股份有限公司 高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法
CN100350065C (zh) * 2004-12-08 2007-11-21 鞍钢股份有限公司 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法
CN100350066C (zh) * 2004-12-08 2007-11-21 鞍钢股份有限公司 高强韧性低碳贝氏体厚钢板及其生产方法
US7214278B2 (en) * 2004-12-29 2007-05-08 Mmfx Technologies Corporation High-strength four-phase steel alloys
CN1296509C (zh) * 2005-03-10 2007-01-24 武汉钢铁(集团)公司 高强度易焊接时效硬化钢及其生产方法
CN100372962C (zh) * 2005-03-30 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法
JP2007046717A (ja) * 2005-08-10 2007-02-22 Ntn Corp ジョイント用爪付き転動軸
CN101191174B (zh) * 2006-11-20 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法
US20120018056A1 (en) * 2009-01-30 2012-01-26 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
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
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
US9821401B2 (en) * 2011-01-28 2017-11-21 Exxonmobil Upstream Research Company High toughness weld metals with superior ductile tearing resistance
JP5348268B2 (ja) * 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN103215420B (zh) * 2012-12-31 2015-02-04 西安石油大学 一种大变形管线钢双相组织的获取方法
CN105102658B (zh) 2013-04-15 2017-03-15 新日铁住金株式会社 热轧钢板
KR101523229B1 (ko) * 2013-11-28 2015-05-28 한국생산기술연구원 저온 특성이 향상된 금속 재료 및 그 제조방법
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
EP2905348B1 (de) * 2014-02-07 2019-09-04 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
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
WO2016135896A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 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
WO2018026014A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
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
WO2018157136A1 (en) 2017-02-27 2018-08-30 Nucor Corporation Thermal cycling for austenite grain refinement
EP3590148B1 (en) 2017-04-11 2022-07-27 Hewlett-Packard Development Company, L.P. Antennas in frames for display panels
CN110157867B (zh) * 2019-04-29 2020-09-18 中国科学院金属研究所 一种大尺寸CrMo钢构件中白色异常组织的控制方法
CN110230001B (zh) * 2019-07-29 2020-07-03 东北大学 一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法
CN110628993A (zh) * 2019-10-16 2019-12-31 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 一种HB460MPa级高强度高韧性抗火切裂纹耐磨钢及其生产方法
CN111286585B (zh) * 2020-03-19 2022-02-08 紫荆浆体管道工程股份公司 一种超级贝氏体钢及其制备方法
CN117403145B (zh) * 2023-10-07 2024-06-11 清华大学 增材制造的超高强度钢及其制备方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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
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)
US5900075A (en) 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. 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
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
US5798004A (en) 1995-01-26 1998-08-25 Nippon Steel Corporation Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness
US5755895A (en) 1995-02-03 1998-05-26 Nippon Steel Corporation High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in 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

Also Published As

Publication number Publication date
DK175995B1 (da) 2005-11-07
FI20001440A (fi) 2000-06-16
SE0002244D0 (sv) 2000-06-16
KR100519874B1 (ko) 2005-10-11
EP1047798A4 (en) 2004-04-14
AR013109A1 (es) 2000-12-13
AU739791B2 (en) 2001-10-18
ID25499A (id) 2000-10-05
CA2316970C (en) 2004-07-27
GC0000036A (en) 2004-06-30
DZ2530A1 (fr) 2003-02-01
IL136843A (en) 2004-07-25
TW454040B (en) 2001-09-11
DE19882880T1 (de) 2001-03-29
EP1047798A1 (en) 2000-11-02
US6251198B1 (en) 2001-06-26
SE0002244L (sv) 2000-06-16
CO5060436A1 (es) 2001-07-30
CH695315A5 (de) 2006-03-31
ATA915398A (de) 2001-11-15
KR20010033366A (ko) 2001-04-25
DE19882880B4 (de) 2007-10-31
AU8373998A (en) 1999-07-12
IL136843A0 (en) 2001-06-14
HUP0101606A3 (en) 2001-10-29
BR9813689A (pt) 2000-10-10
NZ505338A (en) 2002-02-01
EG22915A (en) 2003-11-30
RO120413B1 (ro) 2006-01-30
JP2001527153A (ja) 2001-12-25
UA59425C2 (uk) 2003-09-15
PE89299A1 (es) 1999-10-11
AT409267B (de) 2002-07-25
HUP0101606A2 (hu) 2001-09-28
HU224520B1 (hu) 2005-10-28
GEP20043271B (en) 2004-06-25
CN1282380A (zh) 2001-01-31
YU37600A (sh) 2002-11-15
FI112380B (fi) 2003-11-28
CA2316970A1 (en) 1999-07-01
ZA985321B (en) 1999-12-20
GB2346895A (en) 2000-08-23
ES2181566B1 (es) 2004-06-16
ES2181566A1 (es) 2003-02-16
CN1098358C (zh) 2003-01-08
BG104624A (en) 2001-07-31
RU2203330C2 (ru) 2003-04-27
PL341292A1 (en) 2001-04-09
OA11424A (en) 2004-04-21
TR200001796T2 (tr) 2000-10-23
HRP980345B1 (en) 2002-06-30
NO20003174D0 (no) 2000-06-19
SE523757C2 (sv) 2004-05-18
GB2346895B (en) 2001-09-12
MY119642A (en) 2005-06-30
GB0013634D0 (en) 2000-07-26
WO1999032670A1 (en) 1999-07-01
DK200000938A (da) 2000-06-16
TNSN98100A1 (fr) 2000-12-29
NO20003174L (no) 2000-08-18
SK8692000A3 (en) 2001-03-12
HRP980345A2 (sl) 1999-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
SI20276A (sl) Austenitno starana jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
SI20277A (sl) Dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
AU761309B2 (en) Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
US6159312A (en) Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
EP1025271B1 (en) Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels wit h superior toughness
SI20278A (sl) Jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
CZ20002140A3 (cs) Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot
CZ20002141A3 (cs) Ultravysoce pevné dvoufázové oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot
MXPA00005794A (en) Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
MXPA00005795A (en) Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness

Legal Events

Date Code Title Description
IF Valid on the event date
KO00 Lapse of patent

Effective date: 20060404