SK8742000A3

SK8742000A3 - Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness

Info

Publication number: SK8742000A3
Application number: SK874-2000A
Authority: SK
Inventors: Jayoung Koo; Narasimha-Rao V Bangaru
Original assignee: Exxonmobil Upstream Res Co
Priority date: 1997-12-19
Filing date: 1998-06-18
Publication date: 2001-01-18
Also published as: HUP0101159A2; UA59426C2; IL136844A; GB2347684B; RU2216599C2; ZA985320B; YU37700A; HRP980344B1; CA2315086A1; AT409388B; GC0000037A; FI20001441A; FI112381B; KR20010024754A; TR200001855T2; PL341755A1; IL136844A0; CH694098A5; NO20003173D0; OA11425A

Description

Tento vynález sa týka dosiek zo zvárateľnej, nízko legovanej dvojfázovej ocele s extrémne vysokou pevnosťou a odolnosťou voči kryogénnej teplote ako v základnej doske, tak aj v teplom ovplyvnenej zóne (HAZ) po zváraní. Ďalej sa vynález týka spôsobu výroby takých oceľových dosiek.

Doterajší stav techniky

V ďalej uvedenom opise sú definované rôzne termíny. Preto bolo vhodné uviesť v tomto dokumente slovník termínov, ktorý je zaradený bezprostredne pred patentovými nárokmi.

Často je treba skladovať a dopravovať komprimované prchavé tekutiny pri kryogénnych teplotách, t. j. teplotách pod asi -40 °C (-40 °F). Napríklad sú potrebné kontajnery na skladovanie a dopravu komprimovaného, skvapalneného zemného plynu (PLNG) pri tlaku v širokom rozsahu od asi 1 035 kPa (150 psia) do asi 7 590 kPa (1 100 psia) a pri teplote v rozsahu od asi -123 °C (-190 °F) do asi -62 °C (-80 °F). Sú tiež potrebné kontajnery na bezpečné a hospodárne skladovanie a transport iných prchavých tekutín s vysokým tlakom pary, ako je metán, etán a propán pri kryogénnych teplotách. Pre takéto kontajnery, konštruované zo zváranej ocele, musí mať oceľ primeranú pevnosť na odolanie tlaku tekutiny a musí mať primeranú odolnosť na predchádzanie vzniku lomu, t. j. výskytu trhlín pri prevádzkových podmienkach, ako v základnej oceli, tak aj v HAZ

Ductile to Brittle Transition Temperature (DBTT) opisuje detailne dva režimy lomov v štrukturálnych oceliach; pri teplotách pod DBTT dochádza k poškodeniu nízko-energetickým stepným (krehkým) lomom, zatiaľ čo pri teplotách nad DBTT dochádza k poškodeniam vysoko-energetickým kujným lomom. Zvárané ocele používané v konštrukcii skladovacích a transportných kontajnerov na vyššie uvedené aplikácie pri kryogénnej teplote a na iné účely so zaťažením kryogénnymi teplotami musia mať DBTT dosť hlboko pod prevádzkovou teplotou ako v základnej oceli, tak aj v HAZ, aby sa predišlo poškodeniu nízko-energetickým Stepným lomom.

Ocele obsahujúce nikel, obvykle používané na konštrukčné aplikácie pri kryogénnej teplote, napr. ocele s obsahom nikla väčším než 3 hmotn. %, majú nízke DBTT, ale tiež majú relatívne nízke pevnosti v ťahu. Typicky komerčne dostupné ocele s obsahom niklu 3,5 hmotn. %, 5,5 hmotn. % a 9 hmotn. % majú DBTT okolo -100 °C (-150 °F), -155 °C (-250 °C) a -175 °C (-280 °C) v uvedenom poradí, a pevnosti v ťahu od asi 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) a 830 MPa (120 ksi) v uvedenom poradí. S cieľom dosiahnuť tieto kombinácie pevností a odolností, prejdú tieto ocele všeobecne nákladným spracovaním, napr. spracovaním dvojitým vyžíhaním. V prípade aplikácií pri kryogénnej teplote sa v priemysle v súčasnej dobe používajú tieto komerčné, nikel obsahujúce ocele pre ich dobrú odolnosť voči nízkym teplotám, avšak pri konštrukcii sa musí prihliadať na ich pomerne nízke pevnosti v ťahu. Konštrukcie vyžadujú obvykle neprimeranú hrúbku ocele pre aplikácie so zaťažením kryogénnou teplotou. Teda použitie týchto nikel obsahujúcich ocelí v aplikáciách so zaťažením kryogénnou teplotou vedie k vyšším nákladom z dôvodu vysokej ceny ocele v kombinácii s potrebnou hrúbkou ocele.

Na druhej strane, niektoré komerčne dostupné, bežne používané, nízko legované HSLA ocele s nízkym a stredným obsahom uhlíka, napr. ocele A1S1 4320 alebo 4330, majú potenciálne vyššie pevnosti v ťahu (napr. vyššie než asi 830 MPa (120 ksi)) a nižšie náklady, ale tiež majú všeobecne relatívne vysoké DBTT a hlavne vo zváranej teplom ovplyvnenej zóne (HAZ). Obvykle sa má zvárateľnosť týchto ocelí a ich odolnosť voči nízkym teplotám tendenciu znížiť, ak sa pevnosti v ťahu zvýšia Je to z toho dôvodu, že v súčasnej dobe komerčne dostupné, bežne používané HSLA ocele nie sú všeobecne zamýšľané na aplikácie pri kryogénnej teplote. Vysoká DBTT teplom ovplyvnenej zóny (HAZ) v týchto oceliach je obvykle spôsobená vytváraním nežiaducich mikro3 štruktúr vznikajúcich zo zváracích tepelných cyklov v hrubozrnných a interkriticky znovu-ohriatych HAZ, t. j. HAZ zohriate na teplotu od asi transformačnej teploty Aci do asi transformačnej teploty AC3. (Pozri Slovník pre definície transformačných teplôt Aci a Ac₃.) DBTT sa viditeľne zvýši so zväčšujúcou sa veľkosťou zrna a krehkosťou mikroštrukturálnych zložiek, takých ako marzenit-austenit (MA), v HAZ. Napríklad DBTT pre HAZ v bežne používanej HSLA oceli, X100 potrubie na prívod ropy a plynu, je vyššia než asi -50 °C (-60 °F).

Existujú významné podnety v skladovaní energie a transportných sektoroch na vývoj nových ocelí, ktoré spájajú vlastnosti odolnosti voči nízkym teplotám vyššie uvedených komerčných, nikel obsahujúcich ocelí s vlastnosťami vysokej pevnosti a nízkej ceny pripisovanými HSLA oceliam, pričom ale tiež vykazujú vynikajúcu zvárateľnosť a žiadanú spôsobilosť v reze hrúbkou, t. j. v podstate rovnomernú mikroštruktúru a vlastnosti (napr. pevnosť a odolnosť) v hrúbkach väčších než asi 2,5 cm (1 palec).

V nekryogénnych aplikáciách bežne používané, komerčne najdostupnejšie HSLA ocele s nízkym a stredným obsahom uhlíka vďaka ich relatívne nízkej odolnosti pri vysokých pevnostiach sú buď navrhnuté pri zlomku ich pevností alebo alternatívne vyrábané s nižšími pevnosťami na dosiahnutie prijateľnej odolnosti. V strojárskych aplikáciách vedie tento prístup ku zvýšeniu hrúbky v reze, a preto k vyšším hmotnostiam komponentov a v konečnom dôsledku k vyšším nákladom, než v prípade, keď by sa mohol plne využiť potenciál vysokej pevnosti HSLA oceli. V niektorých kritických aplikáciách, ako pri náradí pre vysoké výkony, sa používajú ocele obsahujúce viac než asi 3 % niklu (ako AISI 48XX, SAE 93XX atď.) na udržanie dostatočnej odolnosti. Tento prístup vedie k podstatne vyšším nákladom na dosiahnutie lepšej pevnosti HSLA ocelí Dodatočný problém, s ktorým sa stretáva použitie štandardných komerčných HSLA ocelí je vodíkové praskanie, ku ktorému dochádza v teplom ovplyvnenej zóne (HAZ), predovšetkým, keď sa pri zváraní použije nízky tepelný príkon.

Sú značné ekonomické podnety a jednoznačná technická požiadavka na nenákladné zlepšenie odolnosti pri vysokých a extrémne vysokých zaťaženiach u nízko legovaných oceli. Predovšetkým je potrebné, aby ocele s rozumne stanovenými cenami mali extrémne vysokú pevnosť, napr. pevnosť v ťahu vyššiu než 830 MPa (120 ksi) a vynikajúcu odolnosť voči kryogénnej teplote, napr. DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F), ako v základnej doske, tak aj v HAZ, na použitie v komerčných aplikáciách pri kryogénnej teplote.

Predmetom tohto vynálezu je zlepšenie technológie bežne používaných.

vysoko pevných, nízko legovaných ocelí za účelom aplikovateľnosti pri kryogénnych teplotách v troch kľúčových oblastiach: (i) zníženie DBTT na nižšiu hodnotu než asi -73 °C (-100 °F), ako v základnej doske, tak aj vo zváranej

HAZ, (ii) dosiahnutie pevnosti v ťahu vyššej než 830 MPa (120 ksi), a (iii) za istenie lepšej zvárateľnosti. Ďalším cieľom tohto vynálezu je dosiahnuť vyššie uvedené HSLA ocele s v podstate rovnomernými mikroštruktúrami v priebehu hrúbky a vlastnosťami u hrúbok väčších než asi 2,5 cm (1 palec) pri využití komerčne bežných dostupných prevádzkových techník, takže by použitie týchto ocelí v komerčných procesoch pri kryogénnej teplote bolo ekonomicky ušku točniteľné.

Podstata vynálezu

Metodológia prevádzky je zaistená v súhlase s vyššie stanovenými predmetmi tohto vynálezu, pričom plát z nízko legovanej ocele požadovaného chemického zloženia sa znovu-ohrieva na vhodnú teplotu, potom sa za tepla valcuje do tvaru oceľovej dosky a na konci valcovania sa prudko chladí kalením vhodnou tekutinou, napr. vodou, na vhodnú kaliacu stop teplotu (QST), s cieľom vytvorenia dvojfázovej mikroštruktúry obsahujúcej výhodne asi 10 % obj. až asi 40 % obj feritovej fázy a asi 60 % obj. až asi 90 % obj. druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí. Ako je použité v opise tohto vynálezu, kalením sa myslí urýchlené chladenie nejakým prostriedkom, pričom sa používa tekutina vybraná pre jej tendenciu zvyšovať rýchlosť chladenia ocele ako protiklad ku chladeniu ocele vzduchom na okolitú teplotu V jednom uskutočnení tohto vynálezu sa chladí oceľová doska na okolitú teplotu po zastavení kalenia.

Tiež v súhlase s vyššie stanovenými predmetmi tohto vynálezu sú ocele vyrábané podľa tohto vynálezu zvlášť vhodné pre mnoho aplikácií pri kryogén5 nej teplote, v ktorých majú ocele ďalej uvedené charakteristiky, výhodne pre oceľové dosky hrubé asi 2,5 cm (1 palec) a viac: (i) DBTT nižšiu než asi-73 °C (-100 °F) v základnej oceli a v zváranej HAZ, (ii) pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi), výhodne väčšiu než asi 860 MPa (125 ksi) a výhodnejšie väčšiu než asi 900 MPa (130 ksi), (iii) lepšiu zvárateľnosť, (iv) v podstate rovnomernú mikroštruktúru a vlastnosti v priebehu hrúbky a (v) odolnosť zlepšenú nad štandard komerčne dostupných HSLA ocelí. Tieto ocele môžu mať pevnosť v ťahu väčšiu než asi 930 MPa (135 ksi), alebo väčšiu než asi 965 MPa (140 ksi) alebo väčšiu než asi 1000 MPa (145 ksi).

Prehľad obrázkov na výkresoch

Výhodám tohto vynálezu sa lepšie porozumie odkazom na uvedený podrobný opis a pripojené výkresy, v ktorých:

Obr. 1 je schematické znázornenie dráhy krivolakej trhliny v dvojfázovej mikrokompozitnej štruktúre ocelí toho vynálezu;

Obr. 2A je schematické znázornenie veľkosti austenitového zrna v oceľovom pláte po znovu-ohriatí podľa tohto vynálezu;

Obr. 2B je schematicky znázornená veľkosť predchádzajúceho austenitového zrna (viď slovník) v oceľovom pláte po valcovaní za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, ale pred valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom podľa tohto vynálezu nedochádza k rekryštalizácii austenitu; a

Obr. 2C je schematické znázornenie predĺženej štruktúry zlisovaných zŕn v austenite s veľmi jemnou efektívnou veľkosťou zŕn v smere priebehu hrúbky oceľovej dosky po dokončení TMCP podľa tohto vynálezu.

Keďže je tento vynález opísaný v súvislosti s jeho výhodnými uskutočneniami, má sa tomu rozumieť tak, že vynález nie je na ne obmedzený. Naopak je vynález zamýšľaný na pokrytie všetkých alternatív, modifikácií a ekviva6 lentov, ktoré majú byť zahrnuté do zmyslu a predmetu ochrany, ako je definované v pripojených nárokoch.

Podrobný opis vynálezu

Tento vynález sa týka vývoja nových HSLA ocelí, ako ich opisujú vyššie uvedené pasáže pri výrobe extrémne jemne zrnitej, dvojfázovej štruktúry. Takáto dvojfázová mikrokompozitná štruktúra je výhodne zložená zo slabej feritovej fázy a silnej druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí. Vynález je založený na novom, neobvyklom spojení chemického zloženia ocele a spracovania na poskytnutie jednak intrinzického, jednak mikroštrukturálneho zväčšenia odolnosti smerom k nižšej DBTT a teda aj zvýšenie odolnosti pri vysokých pevnostiach. Intrinzické zvýšenie odolnosti sa dosahuje rozumnou rovnováhou kritických legujúcich prvkov v oceli, ako je v tejto špecifikácii podrobne opísané. Zvýšenie mikroštrukturálnej odolnosti je výsledkom získania veľmi jemnej, účinnej veľkosti zrna, ako aj vytvorenia veľmi jemne dispergovanej spevňujúcej fázy, pričom sa súčasne redukuje efektívna veľkosť zrna (stredná vzdialenosť sklzu) v slabej feritovej fáze. Disperzia druhej fázy je optimalizovaná na maximalizovanie kľukatosti dráhy trhliny, a tým zvýšenie odporu proti šíreniu trhliny v mikrokompozitnej oceli.

V súlade s vyššie uvedeným je poskytnutý spôsob prípravy oceľovej dosky z dvojfázovej ocele s extrémne vysokou pevnosťou, majúcej mikroštruktúru zahrnujúcu asi 10 % obj. až asi 40 % obj. prvej fázy z v zásade 100 % obj. (v podstate) feritu a asi 60 % obj. až asi 90 % obj. druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesi, pričom spôsob zahrnuje kroky: (a) zahrievanie oceľového plátu na teplotu znovu-ohrevu dostatočne vysokú na (i) podstatnú homogenizáciu oceľového plátu; (ii) rozpustenie v podstate všetkých karbidov a karbidonitridov nióbu a vanádu v pláte a (iii) vytvorenie jemných počiatočných austenitových zŕn v oceľovom pláte; (b) zmenšenie hrúbky oceľového plátu na vytvorenie oceľovej dosky v jednom alebo vo viacerých prechodoch valcovaním za tepla v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje; (c) ďalšie zmenšenie hrúbky oceľovej dosky v jednom alebo vo viacerých prechodoch valcovaním za tepla v druhom teplotnom rozsahu pod asi teplotou T_nr a nad asi transformačnou teplotou Ar₃; (d) ďalšie zmenšenie hrúbky uvedenej oceľovej dosky v jednom alebo vo viacerých prechodoch valcovaním za tepla v treťom teplotnom rozsahu približne pod asi transformačnou teplotou Ar₃ a nad asi transformačnou teplotou Aq (t. j. v interkritickom teplotnom rozsahu); (e) kalenie uvedenej oceľovej dosky pri rýchlosti chladenia asi 10 °C za sekundu až asi 40 °C za sekundu (18 °F/s až 72 °F/s) na kaliacu stop teplotu (QST), výhodne asi pod transformačnou teplotou M_s plus 200 °C (360 °F); a (f) zastavenie uvedeného kalenia. V inom uskutočnení tohto vynálezu je QST výhodne asi pod transformačnou teplotou Ms plus 100 °C (180 °C) a výhodnejšie je pod asi 350 °C (662 °F). V jednom uskutočnení tohto vynálezu je oceľová doska vystavená chladeniu vzduchom na teplotu okolia po kroku (f). Tento výrobný postup uľahčuje transformáciu mikroštruktúry oceľovej dosky na asi 10 % obj. až asi 40 % obj. prvej fázy feritu a asi 60 % obj. až asi 90 % obj. druhej fázy z prevažujúceho jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu , jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí. (Viď Slovník pre definície teploty T_nr a Ar₃ a Ari transformačné teploty.)

Na zaistenie odolnosti voči okolitej a kryogénnej teplote obsahuje mikroštruktúra druhej fázy v oceliach podľa tohto vynálezu prevažne jemne zrnitý nižší bainit, jemne zrnitý ihlicovitý martenzit alebo ich zmesi. Je výhodné podstatne minimalizovať tvorbu zložiek vyvolávajúcich krehkosť, ako vyššieho bainitu, dvojitého martenzitu a MA v druhej fáze. Termínom prevažne používaným v opise tohto vynálezu a v patentových nárokoch sa myslí aspoň 50 objemových percent. Zvyšok mikroštruktúry druhej fázy môže obsahovať ďalší jemne zrnitý nižší bainit, ďalší jemne zrnitý ihlicovitý martenzit alebo ich zmesi. Výhodnejšie obsahuje mikroštruktúra druhej fázy najmenej asi 60 objemových percent až asi 80 objemových percent jemne zrnitého nižšieho bainitu, jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu alebo ich zmesí. Ešte výhodnejšie zahrnuje mikroštruktúra druhej fázy aspoň asi 90 objemových percent jemne zrnitého nižšieho bainitu, jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu alebo ich zmesi.

Oceľový plát vyrábaný podľa tohto vynálezu sa vyrába v zákazníckej podobe a v jednom uskutočnení obsahuje železo a ďalej uvedené legujúce prvky, výhodne v hmotnostných rozsahoch uvedených v nasledujúcej tabuľke I.

Tabuľka I uhlík (C)

0,04 až 0,12 mangán (Mn) nikel (Ni) niób (Nb) titán (Ti) hliník (AI) dusík (N)

0,5 až 2,5

1,0 až 3,0

0,02 až 0,1

0,008 až 0,03

0,001 až 0,05

0,002 až 0,005 výhodnejšie výhodnejšie výhodnejšie výhodnejšie výhodnejšie výhodnejšie výhodnejšie

0,04 až 0,07

1,0 až 1,8

1,5 až 2,5

0,02 až 0,05

0,01 až 0,02

0,005 až 0,03

0,002 až 0,003

Niekedy sa do ocele pridáva chróm (Cr), výhodne do asi 1 % hmotn. a výhodnejšie asi 0,2 % hmotn. až asi 0,6 % hmotn.

Niekedy sa do ocele pridáva molybdén (Mo), výhodne do asi 0,8 % hmotn a výhodnejšie asi 0,1 % hmotn. do asi 0,3 % hmotn.

Niekedy sa do ocele pridáva kremík (Si) výhodne do asi 0,5 % hmotn. a výhodnejšie asi 0,01 % hmotn až asi 0,5 % hmotn. a ešte výhodnejšie asi 0,05 % hmotn. až asi 0,1 % hmotn

Niekedy sa do ocele pridáva meď (Cu), výhodne v rozsahu asi 0,1 % hmotn. až asi 1 % hmotn., výhodnejšie v rozsahu od asi 0,2 % hmotn. do asi 0,4 % hmotn.

Niekedy sa do ocele pridáva bór (B) výhodne do asi 0,002 % hmotn. a výhodnejšie asi 0,0006 % hmotn. až asi 0,001 % hmotn.

Oceľ obsahuje výhodne aspoň asi 1 % hmotn. niklu. Obsah niklu v oceli sa môže zvýšiť nad asi 3 % hmotn., pokiaľ je žiadané zlepšiť vlastnosti po zvarení. Od každého pridaného 1 % hmotn niklu sa očakáva zníženie DBTT ocele o asi 10 °C (18 °F) Obsah niklu je výhodne nižší než 9 % hmotn , výhodnejšie nižší než asi 6 % hmotn. Obsah niklu je výhodne minimalizovaný z dôvodu minimalizovania nákladov na oceľ. Pokiaľ obsah niklu vzrastie nad asi 3 % hmotn., môže obsah mangánu klesnúť pod asi 0,5 % hmotn. a znížiť sa až na 0,0 % hmotn.

Okrem toho sa zvyšné prvky v oceli výhodne minimalizujú. Obsah fosforu (P) je výhodne nižší než asi 0,01 % hmotn. Obsah síry (S) je výhodne nižší než asi 0,004 % hmotn. Kyslík (O) je výhodne nižší než asi 0,002 % hmotn.

Príklady uskutočnenia vynálezu

Spracovanie oceľového plátu (1) Zníženie DBTT

Získanie nižšej DBTT, t. j. nižšej než asi -73 °C (-100 °F) je kľúčový problém vo vývoji nových HSLA ocelí pre aplikácie pri kryogénnej teplote. Technický problém v súčasnej technológii je udržať, prípadne zvýšiť, pevnosť, keď sa zníži DBTT, predovšetkým v HAZ. Tento vynález využíva spojenie legovania a spracovania na zmenu ako intrinzického, tak aj mikroštrukturálneho príspevku k odolnosti voči lomu cestou produkcie nízko legovanej ocele s vynikajúcimi vlastnosťami v základnej doske a v HAZ, ako je ďalej opísané v tomto dokumente.

V tomto vynáleze sa na zníženie DBTT v základnej oceli využíva mikroštrukturálne zvyšovanie odolnosti. Kľúčová zložka tohto mikroštrukturálneho zvyšovania odolnosti spočíva v znovu-zjemnení veľkosti doterajšieho austenitového zrna a v modifikácii morfológie zrna pomocou termo-mechanicky riadeného valcovacieho procesu (TPCM), a vo výrobe dvojfázovej disperzie medzi zrnami, zameraním sa na zväčšenie interfaciálnej plochy rozhraní pod veľkými uhlami na jednotku objemu v oceľovej doske. Ako je dôverne známe kvalifikovaným odborníkom, zrnom, ako je používané v tomto dokumente, sa myslí individuálny kryštál v polykryštalickom materiáli, a rozhraním zrna, ako je používané v tomto dokumente, sa myslí úzka zóna v kove zodpovedajúca pre chodu z jednej kryštalografickej orientácie do inej, teda oddelenie jedného zrna od druhého. Ako je používané v tomto dokumente rozhranie pod veľkými uhlami je rozhranie zŕn, ktoré oddeľuje dve susediace zrná, ktorých kryštalografické orientácie sa líšia viac než o asi 8°. Tiež, ako sa používa v tomto dokumente, rozhranie pod veľkými uhlami je rozhranie, ktoré sa efektívne chová ako rozhranie pod veľkými uhlami, t. j. rozhranie, ktoré má sklon odchýliť šírenie trhliny alebo lomu a teda indukuje kľukatosť dráhy trhliny.

Príspevok Sv spracovania termomechanickým valcovaním za tepla (TMCP) k celkovej interfaciálnej ploche rozhraní pod veľkými uhlami na jednotku objemu je definovaný touto rovnicou:

Sv = 1/d (1 + R + 1/Λ) + 0,63 (r-30), kde:

d je priemerná veľkosť austenitového zrna v oceľovom pláte valcovanom za tepla pred valcovaním v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nerekryštalizuje (pôvodná veľkosť austenitového zrna);

R je pomer zmenšenia hrúbky (hrúbka pôvodného oceľového plátu/konečná hrúbka oceľovej dosky); a r je percentuálne zmenšenie hrúbky ocele spôsobené valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nerekryštalizuje.

Odborníkom je dobre známe, že keď Sv ocele vzrastá, DBTT klesá pôsobením odchyľovania trhlín sprevádzaným kľukatosťou dráhy lomu v rozhraniach pod veľkými uhlami. V komerčnej praxi TMCP je hodnota R pre danú hrúbku dosky nemenná a horná hranica pre hodnotu r je typicky 75. Ak sú R a r dané ako fixné hodnoty, môže Sv v podstate pri klesajúcom d len vzrastať, ako je evidentné z vyššie uvedenej rovnice Na zníženie d v oceliach podľa tohto vynálezu sa kombinuje mikroskopické legovanie pomocou Ti a Nb s optimalizovaným praktickým využitím TMCP Na to isté celkové zmenšenie hrúbky pri valcovaní, prip deformácii, za tepla oceľ s počiatočnou drobnejšou priemernou veľkosťou austenitových zŕn rezultuje v konečnú drobnejšiu priemernú veľkosť austenitových zŕn. Preto sa v tomto vynáleze množstvo aditív titánu a nióbu optimalizuje pre prax znovu-zahrievania na nižšiu teplotu, zatiaľ čo k žiadanému potlačeniu rastu austenitových zŕn dochádza počas TMCP. S odvolaním sa na obr. 2A: Na získanie počiatočnej priemernej veľkosti D' menej než asi 120 mikrometrov austenitového zrna v znovu-ohrievanom oceľovom pláte 20' pred deformáciou za tepla sa používa pomerne nízka teplota znovu zahrievania výhodne medzi asi 955 °C a asi I 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F). Spracovaním podľa tohto vynálezu sa predchádza nadmernému rastu austenitového zrna, ktorý je vyvolávaný v konvenčnom TMCP používaním vyšších teplôt znovu-ohrevu, t. j. vyšších než asi 1 095 °C (2 000 °F). Na presadenie dynamickej rekryštalizácie indukovaným znovu-zjemnením zrna sa používa pri valcovaní za tepla významné ubratie hrúbky väčšie než asi 10 % v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje. Teraz s odkazom na obr. 2B: Spracovanie podľa tohto vynálezu zaisťuje priemernú predchádzajúcu veľkosť D (t. j., ď) zrna v oceľovom pláte 20 menej než asi 30 mikrometrov, výhodne menej než asi 20 mikrometrov, a ešte výhodnejšie menej než asi 10 mikrometrov po valcovaní (deformácii) za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, ale pred valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať. Okrem toho na realizáciu efektívneho zmenšovania veľkosti v smere cez hrúbku sa uskutočňuje razantné znižovanie hrúbky, prevažne presahujúce kumulatívne 70 %, v teplotnom rozsahu približne pod teplotou T_nr, ale približne nad transformačnou teplotou Ar3. Teraz s odkazom na obr. 2C: TMPC podľa tohto vynálezu vedie k vytváraniu predĺženej zlisovanej štruktúry zŕn v austenite v naposledy valcovanej oceľovej doske 20' s veľmi jemnou efektívnou veľkosťou D' zrna v smere cez hrúbku, napr. efektívna veľkosť D zrna menšia než asi 10 mikrometrov, výhodne menšia než asi 8 mikrometrov a ešte výhodnejšie menšia než asi 5 mikrometrov, teda zväčšujúca interfaciálnu plochu rozhraní pod veľkými uhlami, napr. 21 na jednotku objemu v oceľovej doske 20ako to chápu v odbore kvalifikované osoby. Konečné valcovanie v interkritickom teplotnom rozsahu taktiež zahrnuje stenčovanie feritu, ktorý sa vytvára z rozpadajúceho sa austenitu počas vystavovania interkritickej teplote, čo následne vedie k znižovaniu efektívnej veľkosti zrna (strednej vzdialenosť sklzu) v smere cez hrúbku Ferit, ktorý sa vytvára z rozpadajúceho sa austenitu počas vystavenia interkritickej teplote má tiež vysoký stupeň deforiná cie subštruktúry, vrátane vysokej hustoty dislokácií (napr. okolo 10 alebo viac dislokácií/cm²), na zvýšenie jeho pevnosti. Ocele podľa tohto vynálezu sú navrhnuté tak, aby zušľachtený ferit viedol k posilneniu pevnosti a odolnosti.

V trochu podrobnejšom pohľade sa oceľ podľa tohto vynálezu pripravuje tvárnením plátu potrebného zloženia, ako je v tomto dokumente opísané, ohriatím plátu na teplotu od asi 955 °C do asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F), valcovaním plátu za tepla do tvaru oceľovej dosky v jednom alebo viacerých priechodoch na uskutočnenie ubratia o 30 % až asi % percent v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, t. j. približne nad teplotou T_nr a ďalej valcovaním oceľového plátu za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch s výsledkom asi 40 % až asi 80 % ubratia v druhom teplotnom rozsahu približne pod teplotou T_nr a približne nad teplotou transformácie Ar₃ a konečné valcovanie oceľovej dosky v jednom alebo vo viacerých priechodoch s výsledkom ubratia asi 15 % až asi 50 % v interkritickom teplotnom rozsahu pod asi Ar₃transformačnou teplotou a nad asi Ari transformaČnou teplotou. Za tepla valcovaná oceľová doska sa potom kalí a chladí rýchlosťou asi 10 °C za sekundu až asi 40 °C za sekundu (18 °F/s až 72 °F/s) na vhodnú kaliacu stop teplotu (QST) približne pod teplotou transformácie Ms plus 200 °C (360 °F), pri ktorej je ukončená doba kalenia. V inom uskutočnení tohto vynálezu je QST výhodne pod teplotou transformácie Ms plus 100 °C (180 °F), a je výhodnejšie pod 350 °C (662 °F). V jednom uskutočnení tohto vynálezu sa oceľová doska po ukončení kalenia ochladí vzduchom na teplotu okolia.

Ako je známe kvalifikovaným odborníkom a ako je používané v tomto dokumente, percentuálne zmenšenie hrúbky sa vzťahuje na percentuálne zmenšenie hrúbky oceľového plátu alebo dosky, ktorú mali pred jej zmenšením. Len pre účely vysvetlenia, bez toho aby sa tým vynález obmedzil, oceľový plát hrúbky okolo 25,4 cm (10 palcov) môže byť zmenšený o asi 30 % (zmenšenie o 30 %) v prvom teplotnom rozsahu na hrúbku 17,8 cm (7 palcov), potom sa môže zmenšiť o asi 80 % (zmenšenie o 80 %) v druhom teplotnom rozsahu na hrúbku okolo asi 3,6 cm (1,4 palca)a potom zmenšený o 30 % (zmenšenie o 30 %) v treťom teplotnom rozsahu na hrúbku 2,5 cm (1 palec). Ako je používané v tomto dokumente, plátom sa myslí kus ocele majúci určité rozmery.

Oceľový plát sa výhodne zahrieva vhodnými prostriedkami na zvýšenie teploty v podstate v objeme plátu na žiadanú teplotu znovu-zahriatia, napr. umiestenim plátu do pece na určitú dobu Špecifickú teplotu znovu-ohrevu, ktorá by sa pre nejaké zloženie ocele mala použiť v rámci tohto vynálezu, môže ľahko určiť osoba s odbornou kvalifikáciou, alebo sa môže stanoviť experimentom alebo kalkuláciou pri použití vhodných modelov. Okrem toho teplota v peci a doba znovu-ohrevu potrebná na zvýšenie teploty v podstate vo vnútri plátu môžu byť určené osobou s odbornou kvalifikáciou s odkazom na štandardné priemyselné publikácie.

S výnimkou teploty znovu-ohrevu, ktorá sa aplikuje v podstate vo vnútri plátu, ďalšími teplotami diskutovanými v opisoch postupov spôsobom podľa tohto vynálezu sú teploty merané na povrchu ocele. Povrchová teplota ocele sa môže merať pri použití napr. optického pyrometra, alebo iným zariadením vhodným na meranie teploty povrchu ocele. Rýchlosti chladenia diskutované v tomto dokumente sú tie, ktoré sú uprostred, alebo v podstate uprostred hrúbky dosky, a kaliaca stop teplota (QST) je najvyššia, alebo v podstate najvyššia teplota dosiahnutá pri povrchu dosky po zastavení kalenia kvôli teplu prenášanému zo stredu hrúbky dosky. Napríklad počas experimentálneho ohrevu kompozície ocele podľa tohto vynálezu sa umiestni na meranie teploty stredu termočlánok do stredu, alebo v podstate do stredu hrúbky oceľovej dosky, zatiaľ čo povrchová teplota sa meria pri použití optického pyrometra. Vzťah medzi teplotou stredu a povrchovou teplotou sa odvodí pri použití počas následného spracovania ocele toho istého, alebo v podstate toho istého zloženia ako je tá, pri ktorej sa môže teplota stredu určiť cestou priameho merania povrchovej teploty Tiež potrebnú teplotu a rýchlosť prietoku kaliacej tekutiny na zvládnutie požadovaného urýchleného chladenia môžu určiť kvalifikovaní odborníci s prihliadnutím na štandardné priemyselné publikácie

Pre niektorú kompozíciu ocele v rozsahu tohto vynálezu teplota, ktorá definuje rozhranie medzi rekryštalizačnou oblasťou a nerekryštalizačnou oblasťou, teplota T_nr, závisí od chemického zloženia ocele, predovšetkým od koncentrácie uhlíka a koncentrácie nióbu, od teploty znovu-ohrevu pred valcovaním a od hodnoty zmenšenia hrúbky danej priechodmi valcovacou stolicou. O14 soby s kvalifikáciou v odbore môžu túto teplotu určiť pre jednotlivé ocele podľa tohto vynálezu buď experimentom, alebo modelovou kalkuláciou. Podobne, v tomto dokumente uvedené transformačné teploty Ari, Ar₃ a M_s môžu byť určené osobami s kvalifikáciou v odbore pre ktorékoľvek ocele podľa tohto vynálezu buď experimentom alebo modelovou kalkuláciou.

Takto opísaný postup TPCM vedie k vysokej hodnote Sv. Okrem toho dvojfázová mikroštruktúra vytvorená v priebehu prudkého chladenia ďalej zvýši interfaciálnu oblasť poskytnutím mnohých rozhraní pod veľkými uhlami a hraníc zŕn, t. j. rozhraní feritovej fázy a druhej fázy a tesných hraníc martenzitu a nižšieho bainitu ako bude ďalej opísané. Hustá textúra spôsobená stupňujúcim sa valcovaním v interkritickom teplotnom rozsahu vytvára sendvičovú alebo laminátovú štruktúru v smere cez hrúbku, pozostávajúcu zo striedajúcich sa vrstiev mäkkej feritovej fázy a tvrdej druhej fázy. Toto usporiadanie, ako je schematicky znázornené na obr. 1, vedie k viditeľnej kľukatosti v smere dráhy trhliny 12 cez hrúbku. Pretože trhlina 12 vzniknutá v mäkkej feritovej fáze 14. napríklad, mení roviny, t. j. mení smery v rozhraní 18 pod veľkým uhlom medzi feritovou fázou 14 a druhou fázou 16. čo je spôsobené rozdielnou orientáciou štiepných a klzných rovín v týchto dvoch fázach Rozhranie 18 má výbormi interfaciálnu pevnosť spoja a to si vynúti odchýlku trhliny 12 skôr než interfaciálne rozpojenie. Keď trhlina 12 vstúpi do druhej fázy 16. šírenie trhliny 12 sa ďalej zabrzdí ako je opísané v nasledujúcom. Ihlicovitý martenzit/nižší bainit v druhej fáze 16 sú ako pakety s vysokouhlými hranicami medzi paketami. Niektoré pakety sú vytvárané v rámci plochy. Celkový výsledok spočíva v tom, že odpor šírenia trhliny 12 sa podstatne zvýši v dvojfázovej štruktúre ocelí tohto vynálezu Toto zvýšenie je spôsobené kombináciou faktorov zahrnujúcich: laminátovú textúru, rozbitie roviny trhliny pri vnútrofázových rozhraniach, odchýlku trhliny v rámci druhej fázy. Toto vedie ku podstatnému zvýšeniu hodnoty 5v a následne k zníženiu DBTT.

Aj keď mikroštrukturálne prístupy, opísané vyššie, sú užitočné na znižovanie DBTT v základnej oceľovej doske, nie sú plne efektívne na udržovanie dostatočne nízkej DBTT v hrubozrnných oblastiach zvarenej HAZ Teda tento vynález poskytuje spôsob na udržovanie dostatočne nízkej DBTT v hrubozrnných oblastiach zvarenej HAZ pri využití intrinzických javov legujúcich prvkov, ako je ďalej opísané.

Hlavné feritické ocele pri kryogénnej teplote sú obvykle založené na priestorovo centrovanej kubickej (BCC) kryštalickej mriežke. Zatiaľ čo tento kryštalický systém ponúka potenciál na zaistenie vysokých pevností pri nízkych nákladoch, znáša chovanie prejavujúce sa prudkým prechodom od kujného ku krehkému lomu, ak teplota klesá. To sa môže v základe pripísať výraznej citlivosti kriticky uvoľneného pnutia v šmyku (CRSS) (definované v tomto dokumente) na teplotu v BCC systémoch, pričom CRSS s klesaním teploty prudko stúpa, čím robí šmykové procesy a následkom toho tiež kujný lom ťažšími. Na druhej strane, kritické pnutie pri procesoch krehkého lomu, ako štepenie, je na teplotu menej citlivé. Preto keď sa teplota znižuje, dostáva štepenie ráz vedúci k nábehu na nízkoenergetický krehký lom. CRSS je intrinzická vlastnosť ocele a je citlivá na ľahkosť, s akou môžu dislokácie priečne uniknúť deformácii; t j oceľ, v ktorej je priečny únik ľahší, má tiež nízku CRSS a preto nízku DBTT. Niektoré čelne centrované kubické stabilizátory (FCC) ako Ni sú známe, že podporujú priečny únik, na rozdiel od stabilizačných legujúcich prvkov BCC, ako Si, Al, Mo, Nd a V, ktoré sú priečnemu úniku na prekážku. V tomto vynáleze obsah stabilizačných legujúcich prvkov FCC, takých ako Ni a Cu, sa výhodne optimalizuje a berú sa do úvahy náklady a zlepšujúci účinok znižovania DBTT, s legujúcim Ni výhodne aspoň okolo 1 % hmotn., výhodnejšie aspoň okolo 1,5 % hmotn., a obsah stabilizačných legujúcich prvkov v oceli sa podstatne minimalizuje.

Ako výsledok intrinzického a mikroštrukturálneho zvyšovania odolnosti, ktoré vychádza z unikátnej kombinácie chemického zloženia a spracovania oceli podľa tohto vynálezu, majú ocele vynikajúcu odolnosť voči kryogénnej teplote ako v základnej doske tak aj v HAZ po zvarení. DBTT je ako v základnej doske, tak aj v HAZ po zvarení týchto ocelí nižšia než asi -73 °C (100 ° F) a môže byť nižšia než asi -107 °C (-160 °F).

(2) Pevnosť v ťahu väčšia než 830 MPa (120 ksi) a rovnomernosť mikroštruktúry a vlastností v smere cez hrúbku

Pevnosť dvojfázových mikrokompozitných štruktúr je určená objemom frakcie a pevnosti fáz. Pevnosť druhej fázy (martenzit/nižší bainit) predovšetkým závisí od jej obsahu uhlíka. V tomto vynáleze bola vytvorená zámerná prekážka na dosiahnutie požadovanej pevnosti predovšetkým kontrolovaním objemu frakcie druhej fázy tak, že pevnosť je dosiahnutá pri relatívne nízkom obsahu uhlíka s očakávanými výhodami, spočívajúcimi vo zvárateľnosti a vo vynikajúcej odolnosti ako základnej oceli, tak aj HAZ. Na dosiahnutie pevností v ťahu vyšších než 830 MPa (120 ksi) a vyšších je objem frakcie druhej fázy výhodne v rozsahu od asi 60 % obj. až asi 90 % obj. Je to dosiahnuté výberom vhodnej teploty konečného valcovania pre interkritické valcovanie. Minimum obsahu uhlíka okolo 0,04 % hmotn. je výhodné v celej zliatine, kde sa očakáva pevnosť v ťahu minimálne 1000 MPa (145 ksi).

Zatiaľ čo sú legujúce prvky, iné než uhlík, v oceliach podľa tohto vynálezu z pohľadu očakávanej maximálnej pevnosti ocele v podstate bezvýznamné, sú tieto prvky potrebné na zaistenie rovnomernosti mikroštruktúry v smere cez hrúbku a pevnosti pre dosku hrúbky väčšej než asi 2,5 cm (1 palec) a pre rozsah rýchlostí chladenia, ktorý je potrebný na flexibilitu spracovania. To je dôležité pre prípad, keď je aktuálna rýchlosť chladenia v strednom úseku hrúbky dosky nižšia než rýchlosť chladenia na povrchu. Mikroštruktúra povrchu a stredu môže byť úplne rozdielna s výnimkou, keď je oceľ navrhnutá na eliminovanie svojej citlivosti na rozdiel rýchlosti chladenia medzi povrchom a stredom dosky. V tomto pohľade sú predovšetkým účinné legujúce prísady Mn a Mo, a zvlášť kombinované prísady Mo a B. V tomto vynáleze sú tieto prísady optimalizované pre vytvrditeľnosť a zvárateľnosť, nizku DBTT a ohľad na náklady. V tejto špecifikácii je jasne povedané z hľadiska znižovania DBTT, že je podstatné, aby celkové legujúce prísady BCC boli udržované na minime Výhodné plány a rozsahy chemického zloženia sú určené na splnenie týchto a iných požiadaviek tohto vynálezu.

(3) Lepšia zvárateľnosť s nízkym tepelným príkonom na zváranie

Ocele podľa tohto vynálezu sú navrhnuté pre lepšiu zvárateľnosť. Najdôležitejšia záležitosť, predovšetkým s nízkym príkonom pre zváranie je štepenie za studená alebo vodíkové štepenie v hrubozrnnej HAZ. Bolo zistené, že pre ocele podľa tohto vynálezu je citlivosť na štepenie za studená kriticky ovplyvnená obsahom uhlíka a typom mikroštruktúry HAZ, nie tvrdosťou a ekvivalentom uhlíka, ktoré boli v doterajšom stave techniky považované ako kritické parametre. Aby sa predišlo štepeniu za studená, keď sa oceľ má zvárať za podmienok pre zváranie bez predhrievania alebo s miernym predhriatím (nižšie než na asi 100 °C (212 °F)), je výhodná horná hranica prísady uhlíka okolo 0,1 % hmotn. Ako je používané v tomto dokumente bez obmedzenia tohto vynálezu z akéhokoľvek hľadiska, zváraním s nízkym príkonom tepla sa myslí zváranie energiou oblúku do asi 2,5 kilojoulov na mm (kJ/mm) (7,6 kJ/palec).

Mikroštruktúry nižšieho bainitu alebo samovoľne temperovaného ihlicovitého martenzitu ponúkajú lepšiu rezistenciu voči štepeniu za studená. Iné legujúce prvky v oceliach podľa tohto vynálezu sú starostlivo vyvážené, súmerne s vytvrditeľnosťou a požiadavkami na pevnosť, aby zaistili vytváranie týchto žiaducich mikroštruktúr v hrubozrnitej HAZ.

Funkcia legujúcich prvkov v oceľovom pláte

Funkcia rôznych legujúcich prvkov a výhodné limity ich koncentrácií pre tento vynález sú dané níže:

Uhlík (C) je jeden z najúčinnejších pevnosť zvyšujúcich prvkov v oceli. Tiež spojuje silné karbidové skelety v oceli, ako Ti, Nb, V a Mo na zaistenie inhibicie rastu zrna a na zaistenie precipitačného spevňovania počas temperovania. Uhlík tiež zvyšuje vytvrditeľnosť, t. j. spôsobilosť vytvárať tvrdšie a pevnejšie mikroštruktúry v oceli počas chladenia. Pokiaľ je obsah uhlíka menší než asi 0,04 % hmotn., nestačí v oceli indukovať potrebné zvýšenie pevnosti, totiž na pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi). Ak je obsah uhlíka väčší než asi 0.12 % hmotn., stáva sa oceľ precitlivenou na praskanie za studená po čas zvárania, a odolnosť v oceľovej doske a v jej zváranej HAZ sa zníži. Obsah uhlíka v rozsahu od asi 0,04 % hmotn. do asi 0,12 % hmotn. je výhodný na vytvorenie potrebnej pevnosti a mikroštruktúr HAZ, totiž samovoľne temperovaného ihlicovitého martenzitu a nižšieho bainitu. Ešte výhodnejšia je horná hranica obsahu uhlíka okolo 0,07 % hmotn.

Mangán (Mn) je matrix spevňovacích činiteľov v oceliach a tiež silne podporuje vytvrditeľnosť. Minimálne množstvo od 0,5 % hmotn. Mn je výhodné na získanie potrebnej vysokej pevnosti v hrúbke dosky presahujúcej asi 2,5 cm (1 palec), a minimum od aspoň asi 1 % hmotn. Mn je ešte výhodnejší. Akokoľvek, príliš mnoho Mn môže byť veľmi škodlivé na odolnosť, tak sa v tomto vynáleze dáva prednosť horní hranici asi 2,5 % hmotn. Mn. Táto horná hranica je tiež výhodná na podstatnú minimalizáciu deliacej strednej línie, ktorá má sklon sa objavovať pri vysokom obsahu Mn a následkom toho v liatych oceliach a očakávanú nesúrodosť v mikroštruktúre a vlastnostiach. Výhodnejšia je pre obsah Mn horná hranica okolo 1,8 % hmotn. Ak vzrastie obsah nikla nad asi 3 % hmotn., môže sa dosiahnuť potrebná pevnosť bez prídavku mangánu. Preto je v širšom zmysle výhodný obsah mangánu do asi 2,5 % hmotn.

Kremík (Si) sa môže pridávať do ocele s cieľom dezoxidácie a na tento účel je výhodné minimum okolo 0,01 % hmotn. Kremík je ale intenzívny stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT a tiež má nepriaznivý vplyv na odolnosť. Z týchto dôvodov je pri pridávaní kremíka výhodné dodržať hornú hranicu okolo 0,5 % hmotn. Si. Výhodnejšie je, keď sa pridáva kremík, horná hranica obsahu kremíka okolo 0,1 % hmotn. Kremík nie je vždy nevyhnutný na dezoxidáciu, pretože tú istú funkciu môže zastať hliník alebo titán.

Niób (Nb) sa pridáva kvôli podpore zjemnenia zrna mikroštruktúry ocele po valcovaní, čo zlepšuje ako pevnosť tak aj odolnosť. Precipitácia karbidu a karbidonitridu nióbu počas valcovania za tepla slúži oneskorenej rekryštalizácii a inhibícii rastu zŕn, pričom sa dosahuje zjemnenie austenitového zrna. Z týchto dôvodov je výhodné aspoň okolo 0,02 % hmotn. Nb. Nb je však intenzívny stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT. Príliš mnoho Nb môže mať nepriaznivý vplyv na zvárateľnosť a odolnosť HAZ, takže je výhodné maximum okolo 0,1 % hmotn. Výhodnejšia je horná hranica obsahu Nb okolo 0,05 % hmotn.

Titán (Ti) - keď sa pridáva v malých množstvách, je účinný vo vytváraní jemných častíc nitridu titánu (TiN), ktoré zjemňujú veľkosť zrna ako vo valcovanej štruktúre, tak aj v HAZ ocele. Teda sa zlepšuje odolnosť ocele. Titán sa pridáva v takom množstve, že hmotnostný pomer Ti/N je výhodne okolo 3,4. Titán je silný stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT. Prebytočný Ti má sklon zhoršovať odolnosť ocele tvorbou hrubších častíc TiN alebo karbidu titánu (TiC). Obsah titánu pod asi 0,008 % hmotn. nemôže obvykle zaistiť dostatočne jemnú veľkosť zrna alebo väzbu N v oceli ako TiN, zatiaľ čo viac než asi 0,03 % hmotn. môže spôsobiť zhoršenie odolnosti. Výhodnejšie obsahuje oceľ aspoň okolo 0,01 % hmotn. Ti a nie viac než asi 0,02 % hmotn. Ti.

Hliník (AI) sa pridáva do ocele s cieľom dezoxidácie. Aspoň okolo 0,002 % hmotn je výhodné na tento účel a aspoň okolo 0,01 % hmotn. AI je ešte omnoho výhodnejšie. AI tiež viaže dusík rozpustený v HAZ. AI je však silným stabilizátorom a teda zvyšuje DBTT. Pokiaľ je obsah AI príliš vysoký, t. j. nad asi 0,05 % hmotn., prejavuje sa sklon vytvárať oxid hlinitý (AI2O3) typu inklúzií, ktorý má sklon byť nepriaznivý odolnosti ocele a jej HAZ. Ešte výhodnejšia je horná hranica obsahu hliníka okolo 0,03 % hmotn.

Molybdén (Mo) zvyšuje vytvrditeľnosť ocele priamo pri kalení, predovšetkým v spojení s borom a nióbom. Mo je však intenzívny stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT. Prebytok Mo pomáha spôsobovať praskanie za studená pri zváraní a má tiež sklon zhoršovať odolnosť ocele a HAZ, je výhodné maximum okolo 0,8 % hmotn. a ešte výhodnejšie keď sa Mo pridáva je maximum okolo 0,1 % hmotn. a nie viac ako 0,3 % hmotn. Mo.

Chróm (Cr) má sklon zvyšovať vytvrditeľnosť ocele pri priamom kalení Tiež zlepšuje stálosť proti korózii a rezistencii voči vodíkom indukovanému praskaniu (H1C). Podobne ako pri Mo, má prebytok Cr sklon spôsobovať zhoršenie odolnosti ocele a jej HAZ, takže, keď sa Cr pridáva, je výhodné maximum okolo 1,0 % hmotn. Cr Výhodnejšie je, keď sa pridáva Cr, obsah Cr okolo 0,2 % hmotn. do asi 0,6 % hmotn

Nikel (Ni) je dôležitá legujúca prísada do ocelí podľa tohto vynálezu na získanie potrebnej DBTT, predovšetkým v HAZ. Je jedným z najsilnejších stabilizátorov FCC v oceli. Prídavok Ni do ocele zvyšuje priečny sklz a tým znižuje DBTT. Aj keď nie rovnakou mierou ako prísady Mn a Mo, prísada niklu do ocele tiež podporuje vytvrditeľnosť, a preto rovnomernosť v smere hrúbky _t v mikroštruktúre a vlastnostiach v rezoch hrúbkou (t. j hrubších než asi 2,5 cm (1 palec)) Na získanie potrebnej DBTT vo zváranej HAZ je výhodné minimum • obsahu Ni okolo 1,0 % hmotn. výhodnejšie asi 1,5 % hmotn. Keďže Ni je drahý legujúci prvok, je obsah niklu v oceli na podstatnú minimalizáciu nákladov na oceľ výhodne nižší než asi 3,0 % hmotn., výhodnejšie nižší než 2,5 % hmotn., výhodnejšie nižší než asi 2,0 % hmotn. a ešte výhodnejšie nižší než 1,8 % hmotn.

Meď (Cu) je stabilizátor FCC v oceli a môže podporiť zníženie DBTT na malé hodnoty. Cu je tiež prospešná rezistencii proti korózii a HIC. Pri väčších množstvách indukuje Cu nadmernú vytvrdzovaciu precipitáciu a môže znížiť odolnosť a zvýšiť DBTT ako v základnej doske, tak aj v HAZ. Vyšší obsah Cu tiež môže spôsobiť krehnutie počas odlievania plátu a valcovania za tepla, vyžadujúce súčasné prísady Ni na jeho zmiernenie. Z vyššie uvedených dôvodov je výhodná horná hranica okolo 1,0 % hmotn. Cu a horná hranica okolo 0,4 % hmotn. je ešte výhodnejšia.

Bór (B) v malých množstvách môže veľmi zvýšiť vytvrditeľnosť ocele a vyprovokovať tvorbu mikroštruktúry ocele z ihlicovitého martenzitu, nižšieho . bainitu a feritu pri potlačení tvorby vyššieho bainitu ako v základnej doske, tak aj v hrubo zrnitej HAZ. Všeobecne je na tento účel treba aspoň okolo 0,0004 % * hmotn. B. Keď sa bór pridáva do ocele podľa tohto vynálezu, je to výhodné od asi 0,0006 % hmotn. do asi 0,0020 % hmotn. a ešte výhodnejšia je horná hranica okolo 0,0010 % hmotn. Avšak bór nie je príliš žiaducou prísadou do ocele, pokiaľ ostatné prísady zaisťujú primeranú vytvrditeľnosť a potrebnú mikroštruktúru.

(4) Výhodné zloženie ocele, ak je potrebné tepelné spracovanie po zváraní (PWHT)

PWHT sa obvykle uskutočňuje pri vysokých teplotách, napr. vyšších než asi 540 °C (1 000 °F). Kvôli zjemneniu mikroštruktúry spojenej so znovuzískaním subštruktúry (t. j. strata spracovateľských výhod) a zvýšeniu zrnitosti častíc cementitu môže tepelná expozícia z PWHT viesť k strate pevnosti ako v základnej doske tak aj vo zváranej HAZ. Aby sa tomu predišlo, chemické zloženie základnej ocele, ako je opísané vyššie, je výhodne upravené pridaním malého množstva vanádu. Vanád sa pridáva, aby vyvolal precipitačné spevnenie vytváraním častíc karbidu vanádu (VC) ako v základnej oceli, tak aj HAZ pred PWHT. Toto spevnenie je navrhnuté, aby v podstate nahradilo stratu pevnosti po PWHT. Avšak malo by sa vyhnúť nadmernému spevneniu karbidom vanádu, pretože to môže znížiť odolnosť a zvýšiť DBTT ako v základnej doske tak v HAZ. Z týchto dôvodov je v tomto vynáleze uprednostňovaná horná hranica asi 0,1 % hmotn. vanádu. Dolná hranica je výhodne asi 0,02 % hmotn. Výhodnejšie sa do ocele pridáva od asi 0,03 % hmotn. do 0,05 % hmotn. vanádu.

Táto pokročilá kombinácia vlastností v oceliach podľa tohto vynálezu poskytuje možnosť lacnej technológie na určité operácie pri kryogénnej teplote, napríklad, skladovanie a transport zemného plynu pri nízkych teplotách. Tieto nové ocele môžu zaistiť značné úspory na cene materiálu pre aplikácie pri kryogénnej teplote oproti bežne používaným komerčným oceliam, ktoré obvykle vyžadujú ďaleko vyšší obsah niklu (až asi do 9 % hmotn. a ich pevnosti sú omnoho nižšie (menej než asi 830 MPa (120 ksi)). Chemické zloženie a typ mikroštruktúry sa využívajú na zníženie DBTT a zaisťujú rovnomerné vlastnosti v priebehu hrúbky pre rez hrúbkami presahujúci asi 2,5 cm (I palec). Tieto nové ocele majú výhodne obsah niklu nižší než asi 3 % hmotn., pevnosť v ťahu väčšiu než asi 830 MPa (120 ksi), výhodne väčšiu než asi 860 MPa (125 ksi) a výhodnejšie väčšiu než asi 900 MPa (130 ksi), teploty prechodu od kujného ku krehkému lomu (DBTT) pod asi -73 °C (-100 °F) a ponúkajú vynikajúcu odolnosť pri DBTT Tieto nové ocele môžu mať pevnosť v ťahu väčšiu než asi 930 MPa (135 ksi) alebo väčšiu než asi 965 MPa (140 ksi) alebo väčšiu než asi 1 000 MPa (145 ksi). Obsah niklu týchto ocelí sa môže zvýšiť nad asi 3 % hmotn., pokiaľ je to žiaduce na zvýšenie výkonu po zváraní. Očakáva sa, že každé 1 % hmotn. prídavku niklu zníži DBTT ocele o asi 10 °C (18 °F). Obsah niklu je výhodne nižší než asi 9 % hmotn , výhodnejšie než asi 6 % hmotn. Obsah niklu sa výhodne minimalizuje, aby sa minimalizoval náklad na oceľ.

Aj keď vyššie uvedený vynález bol opísaný v podobe jedného alebo viacerých výhodných uskutočnení, má sa tomu rozumieť tak, že sa môžu vytvoriť iné modifikácie bez opustenia predmetu ochrany vynálezu, čo je vyjadrené v ďalej uvedených patentových nárokoch.

Slovník termínov

Aci transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa počas zahrievania začína tvoriť austenit;

Ac₃ transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa počas zahrievania dokončí premena feritu na austenit,

AI₂O₃: oxid hlinitý;

Arj transformačná teplota: teplota, pri ktorej je premena austenitu na ferit alebo ferit plus cementit ukončená počas chladenia;

Ar₃ transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa začína austenit meniť počas chladenia na ferit;

BCC: priestorovo centrovaná, kubická;

CRSS (critical resolved shear stress):intrinzická vlastnosť ocele, citlivá na ľahkosť, s ktorou môžu dislokácie pri deformácii priečne skíznuť, to znamená, že oceľ, v ktorej je ľahší priečny sklz bude mať nízke CRSS, a preto nízku DBTT;

DBTT (Ductile to Brittle Transition Temperature): opisuje detailne dva režimy lomov v štrukturálnych oceliach; pri teplotách pod DBTT sa javí sklon k poškodeniu nízkoenergetickým stepným (krehkým) lomom, zatiaľ čo pri teplotách nad DBTT sa javí sklon k poškodeniam vysoko energetickým kujným lomom;

Esenciálny, čistý: v podstate 100 % ojemových;

FCC. plošne centrovaná kubická,

HAZ teplom ovplyvnená zóna.

HIC. vodíkom indukované praskanie;

HSLA:

vysoko pevná, nízko legovaná;

interkriticky znovu ohrievané: ohrievané (alebo znovu-ohrievané) na teplotu približne od transformačnej teploty Aci do približnej transformačnej teploty Ac_3; interkritický teplotný rozsah: od asi transformačnej teploty Acj do asi transformačnej teploty Ac₃ pri zahrievaní, a od asi Ar₃transformačnej teploty do asi Ari transformačnej teploty pri chladení;

kalenie: ako používané pri opise tohto vynálezu, urýchľované chladenie nejakým prostriedkom, pri ktorom sa využíva tekutina vybraná pre jej sklon zvyšovať rýchlosť chladenia ocele, ako opaku chladenia vzduchom;

kaliaca stop teplota: najvyššia alebo v podstate najvyššia teplota, dosiahnutá na povrchu dosky po zastavení kalenia kvôli teplu prenášanému zo stredu hrúbky dosky;

kryogénna teplota: každá teplota nižšia než asi -40 °C (-40 °F)

MA martenzit - austenit;

Ms transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa počas chladenia začína transformácia austenitu na martenzit;

nízko legovaná oceľ:	oceľ obsahujúca železo a menej než 10 % hmotn. všetkých legujúcich aditiv;
pevnosť v ťahu:	pri testovaní ťahom, pomer maximálneho zaťaženia k pôvodnej ploche priečneho rezu;
plát:	kus ocele majúci nejaké rozmery;
prevažujúci	aspoň okolo 50 objemových percent;
QST	kaliaca stop teplota;

prevažne: ako používané v opise tohto vynálezu, znamená aspoň 50 % obj.;

pôvodná veľkosť austenitového zrna: priemerná veľkosť austenitového zrna v oceli valcovanej za tepla pred valcovaním v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať;

rozhranie pod veľkými uhlami: rozhranie, ktoré sa efektívne chová ako rozhranie pod veľkými uhlami, t. j. rozhranie, ktoré má sklon odchýliť šírenie trhliny alebo lomu a teda indukuje kľukatosť dráhy trhliny rozhranie zŕn pod veľkými uhlami: rozhranie zŕn, ktoré oddeľuje dve susedné zrná, ktorých kryštalografická orientácia sa líši viac než okolo 8°;

Sv. celková interfaciálna plocha rozhrania pod veľkými uhlami na jednotku objemu v oceľovej doske;

zváranie s nízkym tepelným príkonom: zváranie energiou oblúku do asi 2,5

kJ/mm (7,6 kJ/palec);
TiC·	karbid titánu;
TiN:	nitrid titánu;
TMPC:	termomechanicky riadený postup valcovania;
T_nr teplota:	teplota, pod ktorou austenit nemôže rekryštalizovať;

Claims

PATENTOVÉ NÁROKY

1 . Spôsob prípravy dosky z dvojfázovej ocele majúcej DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F) ako v uvedenej oceľovej doske, tak aj v jej HAZ, a mikroštruktúru obsahujúcu od asi 10 % obj. do asi 40 % obj prvej fázy z v podstate feritu a od asi 60 % obj. do asi 90 % obj. druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí, vyznačujúci sa tým, že zahrnuje nasledovné kroky:

(a) zahrievanie oceľového plátu na teplotu znovu-ohrevu (i) dostatočne vysokú na podstatnú homogenizáciu tohto oceľového plátu a rozpustenie v podstate všetkých karbidov a karbidonitridov nióbu a vanádu v tomto oceľovom pláte a (ii) dosť nízku na vytvorenie jemných počiatočných austenitových zŕn v tomto oceľovom pláte;

(b) zoslabenie tohto oceľového plátu na vytvorenie oceľovej dosky valcovaním za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje;

(c) ďalšie zoslabenie uvedenej oceľovej dosky valcovaním za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch v druhom teplotnom rozsahu pri teplote pod asi teplotou T_nr a približne nad asi transformačnou teplotou Ar₃;

(d) ďalšie zoslabenie uvedenej oceľovej dosky valcovaním za tepla v jednom alebo viacerých priechodoch v treťom teplotnom rozsahu medzi asi transformačnou teplotou Ar₃ a asi transformačnou teplotou Ari.

(e) kalenie uvedenej oceľovej dosky pri rýchlosti chladenia od asi 10 °C za sekundu do asi 40 °C za sekundu (18 °F/s až 72 °F/s) do kaliacej stop teploty pod asi transformačnou teplotu Ms plus 200 °C (360 °F), (f) zastavenie tohto kalenia, aby sa uľahčila transformácia uvedenej mikroštruktúry uvedenej oceľovej dosky na od asi 10 % obj. do asi 40 % obj. prvej fázy z feritu a od asi 60 % obj. do asi 90 % obj. druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí.
2. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že teplota znovu-ohrevu z kroku (a) je medzi asi 955 °C a asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F)
3. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že počiatočné austenitové zrná z kroku (a) majú veľkosť zrna menšiu než asi 120 mikrometrov.
4. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že zmenšenie hrúbky oceľového plátu uvedené v kroku (b) sa uskutoční od asi 30 % do asi 70 %.
5. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že zmenšenie hrúbky oce- ľovej dosky uvedené v kroku (c) sa uskutoční od asi 40 % do asi 80 %.
6. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že zmenšenie hrúbky oceľovej dosky uvedené v kroku (d) sa uskutoční od asi 15 % do asi 50 %.
7 . Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že ďalej zahrnuje krok poskytujúci uvedenej oceľovej doske chladenie vzduchom na teplotu okolia po ukončení uvedeného kalenia v kroku (f).
8 . Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát z kroku (a) obsahuje železo a ďalej uvedené legujúce prvky v týchto hmotnostných percentách:

asi 0,04 % až asi 0,12 % C, aspoň asi 1 % Ni až menej než asi
9 % Ni, asi 0,02 % až asi 0,1 % Nb, asi 0,008 % až asi 0,03 % Ti, asi 0,001 % až asi 0,05 % Al a asi 0,002 % až asi 0,005 % N.

Spôsob podľa nároku 8, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát obsahuje menej než asi 6 % hmotn. Ni.
10. Spôsob podľa nároku 8, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát obsahuje menej než asi 3 % hmotn. Ni a okrem toho obsahuje asi 0,5 % hmotn. až asi 2,5 % hmotn. Mn.
11 . Spôsob podľa nároku 8, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát ďalej obsa- huje aspoň jednu prísadu, vybranú zo skupiny, pozostávajúcej z (i) do asi 1,0 % hmotn. Cr, (ii) do asi 0,8 % hmotn. Mo, (iii) do asi 0,5 % hmotn. Si, (iv) asi 0,02 % hmotn. až 0,1 % hmotn. V, (v) asi 0,1 % hmotn. do asi 1,0 % hmotn. Cu, a do asi 2,5 % hmotn. Mn
12 . Spôsob podľa nároku 8, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát ďalej obsa- huje asi 0,0004 % hmotn. až asi 0,002 % hmotn. B.
13. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že uvedená oceľová doska má po kroku (f) pevnosť v ťahu vyššiu než asi 830 MPa (120 ksi).
14 . Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že uvedená prvá fáza obsahuje od asi 10 % obj. do asi 40 % obj. zdeformovaného feritu.
15. Oceľová doska, vyznačujúca sa tým, že má mikroštruktúru obsahujúcu od asi 10 % obj. do asi 40 % obj. prvej fázy z v podstate feritu a od asi 60 % obj. do asi 90 % obj. druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí, pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi) a DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °C) ako v základnej doske tak v jej HAZ, kde uvedená oceľová doska sa vyrába zo znovu-ohriateho oceľového plátu obsahujúceho železo a ďalej uvedené legujúce prvky v nasledovne vyjadrených hmotnostných percentách:

asi 0,04 % až asi 0,12 % C, aspoň asi l % Ni až menej než asi 9 % Ni, asi 0,02 % až asi 0,1 % Nb, asi 0,008 % až asi 0,03 % Ti, asi 0,001 % až asi 0,05 % Al a asi 0,002 % až asi 0,005% N.
16. Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že uvedený oceľový plát obsahuje menej než asi 6 % hmotn. Ni.
17 . Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že uvedený oceľový plát obsahuje menej než asi 3 % hmotn. Ni a okrem toho obsahuje asi 0,5 % hmotn. až asi 2,5 % hmotn. Mn.
18. Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že ďalej obsahuje aspoň jednu prísadu vybranú zo skupiny, pozostávajúcej z (i) do asi 1,0 % hmotn. Cr, (ii) do asi 0,8 % hmotn Mo (iii) do asi 0,5 % hmotn. Si, (iv) od asi 0,02 % hmotn. do asi 0,1 % hmotn. V, (v) od asi 0,1 % hmotn. do asi 1,0 %hmotn. Cu, a (vi) do asi 2,5 % hmotn. Mn.
19. Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že ďalej obsahuje asi 0,0004 % hmotn. až asi 0,0020 % hmotn. B.
2 0 . Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že uvedená mikroštruktúra je optimalizovaná, aby podstatne maximalizovala kľukatosť dráhy trhliny pomocou termo-mechanicky riadeného valcovacieho procesu, ktorý zaisťuje pluralitu rozhraní pod vysokými uhlami medzi uvedenou prvou fázou z v podstate feritu a uvedenou druhou fázou z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí.
21. Spôsob zvýšenia odporu proti šíreniu trhliny oceľovej dosky obsahujúcej aspoň asi 1 % hmotn. Ni až menej než asi 9 % hmotn. Ni, vyznačujúci sa tým, že tento spôsob zahrnuje spracovanie uvedenej oceľovej dosky na výrobu mikroštruktúry obsahujúcej od asi 10 % obj. do asi 40 % obj. prvej fázy z v podstate feritu a od asi 60 % obj. do asi 90 %^v obj. druhej fázy z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesí, uvedená mikroštruktúra je optimalizovaná aby výrazne maximalizovala kľukatosť dráhy trhliny pomocou termo-mechanicky riadeného valcovacieho procesu, ktorý zaisťuje pluralitu rozhraní pod vysokými uhlami medzi uvedenou prvou fázou z v podstate feritu a uvedenou druhou fázou z prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitého nižšieho bainitu alebo ich zmesi.
22. Spôsob podľa nároku 21, vyznačujúci sa tým, že uvedené šírenie trhliny oceľovej dosky sa ďalej zvyšuje a odpor proti šíreniu trhliny v HAZ oce31 ľovej doske pri zváraní je zvýšený pridaním aspoň asi 1,0 % hmotn. Ni a podstatnou minimalizáciou prídavku stabilizačných prvkov BCC.