DK175995B1 - Ausagerede ståltyper med ultrahöj styrke og fremragende sejhed ved kryogene temperaturer samt fremgangsmåder til fremstilling og forögelse af revneudbredelsesresistens af sådanne - Google Patents

Description

I DK 175995 B1 i

AUSAGEREDE STÅLTYPER MED ULTRAHØJ STYRKE OG FREMRAGENDE SEJHED VED KRYOGENE TEMPERATURER SAMT FREMGANGSMÅDER TIL FREMSTILLING OG FORØGELSE AF REVNEUDBREDELSESRESISTENS AF SÅDANNE

5

I OPFINDELSENS OMRÅDE

'

Den foreliggende opfindelse angår svejsbare, lavlegerede stålplader med ultrahøj styrke og fremragende sejhed ved kryogene temperaturer både i basispladen og i den varmepåvir-10 kede zone (HAZ) efter svejsning. Endvidere angår denne opfindelse en fremgangsmåde til fremstilling af sådanne stålplader samt en fremgangsmåde til forøgelse af stålpladernes revneudbredelsesresistens.

OPFINDELSENS BAGGRUND

15

Der defineres i den følgende beskrivelse adskillige udtryk. For nemhedens skyld er der heri umiddelbart før patentkravene angivet et glosarium af udtryk.

Der er ofte behov for at oplagre og transportere tryksatte, flygtige fluider ved kryogene 20 temperaturer, dvs. ved temperaturer under ca. -40°C (-40°F). For eksempel er der behov for beholdere til oplagring og transport af tryksat flydende naturgas (PLNG) ved et tryk i det brede interval på fra ca. 1035 kPa (150 psia) til ca. 7590 kPa (1100 psia) og ved en temperatur i intervallet fra ca. -123°C (-190°F) til ca. -62°C (-80°F). Der er også behov for beholdere til sikker og økonomisk oplagring og transport af andre flygtige fluider med 25 højt damptryk, fx methan, ethan og propan, ved kryogene temperaturer. For at sådanne beholdere skal kunne konstrueres af svejset stål, skal stålet have tilstrækkelig styrke til at modstå fluidtrykket og tilstrækkelig sejhed til at forebygge brudinitiering, dvs. en revnedannelse, ved driftsbetingelserne både i basisstålet og i HAZ’en.

30 Ductile to Brittle Transition-temperaturen (DBTT'en) aftegner de to brudtyper i konstruktionsståltyper. Ved temperaturer under DBTT har revnedannelse tendens til at ske ved lavenergisk (skørt) brud, medens der ved temperaturer over DBTT er tendens til, at revne-i dannelse sker ved højenergisk strækningsbrud. Svejsede ståltyper anvendt til konstruktion af oplagrings- og transportbeholdere til de førnævnte anvendelser ved kryogene tempera-35 turer og til anden belastningsbærende anvendelse ved kryogene temperaturer skal have DBTT’er, som ligger et godt stykke under arbejdstemperaturen både i basisstålet og i HAZ’en for at undgå revnedannelse ved lavenergisk brud.

Nikkelholdige ståltyper, som konventionelt anvendes til konstruktionsmæssige anvendelser 40 ved kryogene temperaturer, fx ståltyper med nikkelindhold på over ca. 3 vægtprocent, har lave DBTT'er, men har også relativt lave trækstyrker. Kommercielt tilgængelige ståltyper med 3,5 vægtprocent Ni, 5,5 vægtprocent Ni og 9 vægtprocent Ni har typisk DBTT'er på henholdsvis ca. -100°C (-150°F), -155°C (-250°F) og -175°C (-280°F) og trækstyrker på henholdsvis op til ca. 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) og 830 MPa (120 ksi). For at 2 DK 175995 B1 opnå disse kombinationer af styrke og sejhed underkastes disse ståltyper almindeligvis bekostelig forarbejdning, fx dobbelt afhærdningsbehandling. I tilfælde af anvendelser ved kryogene temperaturer anvender industrien for tiden disse kommercielle nikkelholdige ståltyper på grund af deres gode sejhed ved lave temperaturer, men må ved udformningen 5 tage hensyn til deres relativt lave trækstyrker. Udformningerne kræver almindeligvis usædvanligt kraftige stiltykkelser til belastningsbærende anvendelser ved kryogene temperaturer. Således har anvendelsen af disse nikkelholdige ståltyper i f belastningsbærende anvendelser ved kryogene temperaturer tendens til at være dyr på grund af stålets høje pris i kombination med de fornødne ståltykkelser.

10 På den anden side kan flere kommercielt tilgængelige, kendte, lavlegerede ståltyper med høj styrke (HSLA) og med fra lavt til mellemstort carbonindhold, fx ståltyperne AISI 4320 eller 4330, frembyde fremragende trækstyrke (fx over ca. 830 MPa (120 ksi)) og lav pris, men de lider under relativt høje DBTT’er i almindelighed og specielt i den svejsevarmepå-15 virkede zone (HAZ). Generelt er der med disse ståltyper en tendens til, at svejsbarheden og sejheden ved lave temperaturer mindskes i takt med, at trækstyrken øges. Det er af denne grund, at de for tiden kommercielt tilgængelige, kendte HSLA-ståltyper almindeligvis ikke tages i betragtning til anvendelser ved kryogene temperaturer. Den høje DBTT i HAZ’en i disse ståltyper skyldes sædvanligvis dannelsen af uønskede 20 mikrostrukturer, som fremkommer ved svejsningens termiske cykler i de grovkornede og interkritisk genopvarmede HAZ'er, dvs. HAZ’er opvarmet til en temperatur på fra ca.

Ac,-omdannelsestemperaturen til ca. Ac3-omdannelsestemperaturen. (Se det medfølgende glosarium for definitioner af Ac,- og Ac3-omdannelsestemperaturer). DBTT øges væsentligt i takt med tiltagende kornstørrelse og skørgørende mikrostrukturbestanddele, 25 fx øer af martensit-austenit (MA), i HAZ’en. For eksempel er DBTTen for HAZ'en i en kendt HSLA-ståltype, XlOO-ledningsrør til olie- og gastransmission, højere end ca. -50°C (-60°F).

Der er betydelige tilskyndelser på energioplagrings- og -transportområderne til at udvikle 30 nye ståltyper, som kombinerer de ovennævnte kommercielle nikkelholdige ståltypers sej-hedsegenskaber ved lave temperaturer med HSLA-ståltypernes egenskaber i form af høj styrke og lav pris, og som samtidig tilvejebringer fremragende svejsbarhed og de ønskede egenskaber ved tykke snit, dvs. i det væsentlige ensartet mikrostruktur og egenskaber (fx styrke og sejhed) i tykkelser på over ca. 2,5 cm (1 tomme).

35

Ved ikke-kryogene anvendelser er de fleste kommercielt tilgængelige, kendte, HSLA-ståltyper med fra lavt til mellemstort carbonindhold på grund af deres relativt tave sejhed ved høje styrker enten udformet til en brøkdel af deres styrke eller alternativt forarbejdet til lavere styrker for at opnå acceptabel sejhed. Ved maskinanvendelser fører disse måder at 40 gribe tingene an på til øget snittykkelse og derfor højere komponentvægt og i sidste instans højere omkostninger, end hvis HSLA-ståltypernes høje styrkepotentiale kunne udnyttes fuldt ud. Ved nogle kritiske anvendelser, fx højtydende tandhjul eller gear, anvendes der ståltyper, som indeholder over ca. 3 vægtprocent Ni (fx AISI 48XX, SAE 93XX, etc.), til at opretholde tilstrækkelig sejhed. Denne fremgangsmåde fører til væsent- 3 DK 175995 B1 lige omkostningsulemper for at opnå HSLA-ståltypernes større styrke. Et yderligere | problem, som ses ved anvendelsen af sædvanlige kommercielle HSLA-stiltyper, er ' hydrogenrevnedannelse i HAZ’en, især ved anvendelse af svejsning med lav varmetilførsel.

5 Der er betydelige økonomiske tilskyndelser til og et klart konstruktionsmæssigt behov for billig forøgelse af sejhed ved høje og ultrahøje styrker hos lavlegerede ståltyper. Især er Λ der behov for en ståltype med en rimelig pris og med ultrahøj styrke, fx en trækstyrke på over 830 MPa (120 ksi), og fremragende sejhed ved kryogene temperaturer, fx DBTT under ca. -73°C (-100°F), både i basispladen og i HAZ'en, til benyttelse ved kommercielle 10 anvendelser ved kryogene temperaturer.

Derfor er hovedformålene med den foreliggende opfindelse at forbedre den kendte HSLA-stålteknologi til anvendelse ved kryogene temperaturer inden for tre nøgleområder: (i) sænkning af DBTTen til mindre end ca. -73°C (-100eF) i bastsstålet og i svejse-HAZ’en, 15 (ii) opnåelse af trækstyrke på over 830 MPa (120 ksi) og (iii) tilvejebringelse af overlegen svejsbarhed. Andre formal med den foreliggende opfindelse er at opnå de førnævnte HSLA-ståltyper med i det væsentlige ensartede mikrostrukturer og egenskaber gennem hele tykkelsen ved tykkelser på over ca. 2,5 cm (1 tomme) og at gøre dette ved anvendelse af nugældende kommercielt tilgængelige forarbejdningsteknikker således, at anven-20 delse af disse ståltyper i kommercielle processer ved kryogene temperaturer er økonomisk mulig.

KORT BESKRIVELSE AF OPFINDELSEN

25 I overensstemmelse med de ovenfor nævnte formål med den foreliggende opfindelse er der tilvejebragt en forarbejdningsmetodik, hvor en lavlegeret stålblok med den ønskede kemiske beskaffenhed genopvarmes til en passende temperatur, hvorefter den varmvalses til dannelse af stålplade og hurtigt afkøles efter varmvalsningen ved bratkøling med et passende fluid såsom vand til en passende bratkølingsstoptemperatur (QST) for at 30 frembringe en mikrolaminatmikrostruktur, der omfatter fortrinsvis fra ca. 2 volumenprocent til ca. 10 volumenprocent austenitfilmlag og fra ca. 90 volumenprocent til ca. 98 volumenprocent bånd af overvejende finkornet martensit og finkornet nedre bainit.

I én udførelsesform for denne opfindelse iuftkøles stålpladen derefter til omgivelsestemperatur. I en anden udførelsesform holdes stålpladen i det væsentlige 35 isotermisk ved QST’en i indtil ca. fem (5) minutter, hvorefter den luftkøles til omgivelsestemperatur. I yderligere en udførelsesform køles stålpladen langsomt ved en hastighed på under ca. 1,0°C pr. sekund (l,8°F/s) i indtil ca. fem (5) minutter, hvorefter den luftkøles til omgivelsestemperatur. Som anvendt i beskrivelsen af den foreliggende opfindelse betegner bratkøling accelereret afkøling på en hvilken som helst måde, hvorved 40 der anvendes et fluid, der er valgt på grund af dets tendens til at øge stålets afkølingshastighed, i modsætning til luftkøling af stålet til omgivelsestemperatur.

Ligeledes i overensstemmelse med de ovenfor nævnte formål med den foreliggende opfindelse er ståltyper, der er forarbejdet ifølge den foreliggende opfindelse, særligt egnede til 4 DK 175995 B1 mange anvendelser ved kryogene temperaturer, idet stiltyperne har følgende karakteristika, fortrinsvis ved stllpladetykkelser pi ca. 2,5 cm (1 tomme) og derover: (i) DBTT, der er under ca. -73°C (-1QQ°F) i basisstilet og i svejse-HAZ'en, (ii) trækstyrke, der er større end 830 MPa (120 ksi), fortrinsvis større end ca. 860 MPa (125 ksi) og især større 5 end ca. 900 MPa (130 ksi), (iii) overlegen svejsbarhed, (iv) i det væsentlige ensartede mikrostrukturer og egenskaber gennem hele tykkelsen og (v) forbedret sejhed i forhold til sædvanlige, kommercielt tilgængelige HSLA-ståltyper. Disse ståltyper kan have en trækstyrke, der er større end ca. 930 MPa (135 ksi) eller større end ca. 965 MPa (140 ksi) eller større end ca. 1000 MPa (145 ksi).

10

BESKRIVELSE AF TEGNINGERNE

Fordelene ved den foreliggende opfindelse vil fremgå tydeligere af den følgende detaljerede beskrivelse og de medfølgende tegninger, hvorpå: 1 15

Fig. 1 er et skematisk diagram af kontinuerlig afkølingsomdannelse (CCT), hvilket diagram viser, hvordan ausageringsprocessen ifølge den foreliggende opfindelse frembringer mi-krolaminatmikrostruktur i en stiltype ifølge den foreliggende opfindelse; 20 Fig. 2A (kendt teknik) er en skematisk illustration, som viser en spaltningsrevne, der udbreder sig gennem båndgrænser i en blandet mikrostruktur af nedre bainit og martensit i en konventionel ståltype;

Fig. 2B er en skematisk illustration, der viser en snoet revnebane forårsaget af tilstedevæ-25 reisen af austenitfasen i mikrolaminatmikrostrukturen i en ståltype ifølge den foreliggende opfindelse;

Fig. 3A er en skematisk illustration af austenitkornstørrelse i en stålblok efter genopvarmning ifølge den foreliggende opfindelse; 30

Fig. 3B er en skematisk illustration af forudgående austenitkornstørrelse (se glosarium) i en stålblok efter varmvalsning i det temperaturinterval, hvori austenit rekrystalliserer, men inden varmvalsning i det temperaturinterval, hvori austenit ikke rekrystalliserer, ifølge den foreliggende opfindelse; og 35

Fig. 3C er en skematisk illustration af den langstrakte, pandekagelignende kornstruktur i austenit med meget fin effektiv kornstørrelse i retningen gennem hele tykkelsen af en stål-plade ved fuldendelse af TMCP ifølge den foreliggende opfindelse.

40 Selvom den foreliggende opfindelse vil blive beskrevet i forbindelse med dens foretrukne udførelsesformer, er det klart, at opfindelsen ikke er begrænset dertil. Det er tværtimod hensigten, at opfindelsen skal dække alle alternativer, modifikationer og ækvivalenter, der kan ligge inden for opfindelsens ånd og omfang som defineret af de medfølgende krav.

5 DK 175995 B1

DETALJERET BESKRIVELSE AF OPFINDELSEN

Den foreliggende opfindelse angår udviklingen af nye HSLA-ståltyper, der opfylder de ovenfor beskrevne krav. Opfindelsen er baseret pi en ny kombination af stålkemi og 5 -forarbejdning til frembringelse af både indre og mikrostrukturel hærdning for at sænke DBTT samt for at forøge sejhed ved høje trækstyrker. Indre hærdning opnås ved skønsom , afbalancering af mængderne af kritiske legeringsgrundstoffer i stålet som beskrevet i de taljer i denne beskrivelse. Mikrostrukturel hærdning følger af opnåelse af en meget fin effektiv kornstørrelse samt fremme af mikrolaminatmikrostruktur. Idet der henvises til fig.

10 2B, udgøres mikrolaminatmikrostrukturen af ståltyper ifølge denne opfindelse fortrinsvis af alternerende bånd 28 af overvejende enten finkornet nedre bainit eller finkornet martensit og austenitfilmlag 30. Den gennemsnitlige tykkelse af austenitfilmlagene 30 er fortrinsvis mindre end ca. 10% af den gennemsnitlige tykkelse af båndene 28. Det foretrækkes endnu mere, at den gennemsnitlige tykkelse af austenitfilmlagene 30 er ca. 10 nm, og den 15 gennemsnitlige tykkelse af båndene 28 er ca. 0,2 nm.

Ausagering anvendes i den foreliggende opfindelse til at lette dannelse af mikrolaminatmikrostrukturen ved at fremme retention af de ønskede austenitfilmlag ved omgivelsestemperaturer. Som det er velkendt for fagfolk, er ausagering en proces, hvor 20 ældning af austenit i en opvarmet ståltype finder sted, inden stålet afkøles til det temperaturinterval, hvori austenit typisk omdannes til bainit og/eller martensit. Det er inden for teknikken kendt, at ausagering fremmer termisk stabilisering af austenit. Den unikke stålkemi- og forarbejdningskombination ifølge denne opfindelse tilvejebringer en tilstrækkelig tidsforskinkelse i starten af bainitomdannelsen, efter at bratkøling er 25 standset, til at muliggøre tilstrækkelig ældning af austenittet til dannelse af austenitfilmlagene i mikrolaminatmikrostrukturen. For eksempel, idet der nu henvises til fig. 1, underkastes en ståltype, der forarbejdes ifølge denne opfindelse, styret valsning 2 i de angivne temperaturintervaller (som beskrevet mere detaljeret i det følgende), hvorefter stålet underkastes bratkøling 4 fra startbratkølingspunktet 6 indtil stopbratkølingspunktet 30 (dvs. QST) 8. Efter at bratkøling er standset ved stopbratkølingspunktet (QST) 8, (i) holdes stålpladen i én udførelsesform i det væsentlige isotermisk ved QSTen i et tidsrum, fortrinsvis indtil ca. 5 minutter, og luftkøles derefter til omgivelsestemperatur som vist ved kortstreglinien 12, (ii) i en anden udførelsesform afkøles stålpladen langsomt fra QSTen ved en hastighed på under ca. 1,0°C pr. sekund (l,8°F/s) i indtil ca. 5 minutter, inden 35 stålpladen lades luftkøle til omgivelsestemperatur som vist ved den stiplede linie 11, (iii) i yderligere en udførelsesform kan stålpladen lades luftkøle til omgivelsestemperatur som vist ved den prikkede linie 10. I en hvilken som helst af udførelsesformerne opretholdes austenitfilmlag efter dannelse af bånd af nedre bainit i området med nedre bainit 14 og martensitbind i martensitomridet 16. Området med øvre bainit 18 og ferrit-/perlitområdet 40 19 undgås. I ståltyperne ifølge den foreliggende opfindelse finder forøget ausagering sted på grund af den nye kombination af stålkemi og -forarbejdning, der er beskrevet i denne beskrivelse.

6 DK 175995 B1

Bainit- og martensitbestanddelene og mikrolaminatmikrostrukturens austenitfase er beregnet til at udnytte finkornet nedre bainits og finkornet blndmartensits overlegne styrke og austenits overlegne spaltningsbrudresistens. Mikrolaminatmikrostrukturen er optimeret for , i det væsentlige at maksimere snoning i revnebanen, hvorved 5 revneudbredelsesresistensen forøges, så der frembringes betydelig mikrostrukturel hærdning.

I overensstemmelse med det foregående er der tilvejebragt en fremgangsmåde til fremstilling af en stålplade med ultrahøj styrke, hvilken stålplade har en 10 mikrolaminatmikrostruktur, der omfatter fra ca. 2 volumenprocent til ca. 10 volumenprocent austenitfilmlag og fra ca. 90 volumenprocent til ca. 98 volumenprocent bånd af overvejende finkornet martensit og finkornet nedre bainit, hvor fremgangsmåden omfatter følgende trin: (a) opvarmning af en stilblok til en genopvarmningstemperatur, som er tilstrækkeligt høj til (i) i det væsentlige at homogenisere stålblokken, (ri) at opløse i det 15 væsentlige alle carbider og carbonitrider af niobium og vanadium i stålblokken og (iii) at etablere fine begyndende austenitkorn i stålblokken; (b) reduktion af stålblokken til dannelse af stålplade i én eller flere varmvalsepassager i et første temperaturinterval, hvori austenit rekrystalliserer; (c) yderligere reduktion af stålpladen i én eller flere varmvalsepassager i et andet temperaturinterval under ca. Tnr-temperaturen og over ca.

20 Ar3-omdannelsestemperaturen; (d) bratkøling af stålpladen med en afkølingshastighed på fra ca. 10°C pr. sekund til ca. 40°C pr. sekund (l8°F/s - 72°F/s) til en bratkølingsstoptemperatur (QST), der er under ca. Ms-omdannelsestemperaturen plus 100°C (180°F) og over ca. Ms-omdannelsestemperaturen; og (e) afbrydelse af bratkølingen. I én udførelsesform omfatter fremgangsmåden ifølge denne opfindelse yderligere et 25 trin, hvor stålpladen lades luftkøle til omgivelsestemperatur fra QSTen. I en anden udførelsesform omfatter fremgangsmåden ifølge denne opfindelse yderligere et trin, hvor stålpladen holdes i det væsentlige isotermisk ved QSTen i indtil ca. 5 minutter, inden stålpladen lades luftkøle til omgivelsestemperatur. I yderligere en udførelsesform omfatter fremgangsmåden ifølge denne opfindelse yderligere et trin, hvor stålpladen køles langsomt 30 fra QST'en med en hastighed på under ca. 1,0°C pr. sekund (l,8°F/s) i indtil ca. 5 minutter, inden stålpladen lades luftkøle til omgivelsestemperatur. Denne forarbejdning letter omdannelse af stålpladens mikrostruktur til fra ca. 2 volumenprocent til ca.

10 volumenprocent austenitfilmlag og fra ca. 90 til ca. 98 volumenprocent bånd af overvejende finkornet martensit og finkornet nedre bainit. (Se det medfølgende glosarium 35 for definition af T„,-temperatur samt af Ar3- og Ms-omdannelsestemperatur).

For at sikre sejhed ved omgivelsestemperatur og kryogene temperaturer omfatter båndene i mikrolaminatmikrostrukturen fortrinsvis overvejende nedre bainit eller martensit. Det foretrækkes i det væsentlige at minimere dannelsen af skørgørende bestanddele såsom 40 øvre bainit, dobbelt martensit og MA. Som anvendt i beskrivelsen af den foreliggende opfindelse og i kravene betyder “overvejende" mindst 50 volumenprocent. Resten af mikrostrukturen kan omfatte yderligere finkornet nedre bainit, yderligere finkornet bånd-martensit eller ferrit. Mere foretrukket omfatter mikrostrukturen fra mindst ca.

60 volumenprocent til ca. 80 volumenprocent nedre bainit eller båndmartensit. Endnu 7 DK 175995 B1 mere foretrukket omfatter mikrostrukturen mindst ca. 90 volumenprocent nedre bainit eller båndmartensit.

En stilblok, der er forarbejdet ifølge denne opfindelse, fremstilles pi en sædvanlig mide 5 og omfatter i én udførelsesform jern og de følgende legeringsgrundstoffer, fortrinsvis i de i nedenstående tabel I angivne vægtintervaller:

Tabel I

10 Legeringsgrundstof Interval (vægtprocent) carbon (C) 0,04-0,12, fortrinsvis 0,04-0,07 ! mangan (Mn) 0,5-2,5, fortrinsvis 1,0-1,8 nikkel (Ni) 1,0-3,0, fortrinsvis 1,5-2,5 15 kobber (Cu) 0,1-1,0, fortrinsvis 0,2-0,5 molybdæn (Mo) 0,1-0,8, fortrinsvis 0,2-0,4 niobium (Nb) 0,02-0,1, fortrinsvis 0,02-0,05 titan (Ti) 0,008-0,03, fortrinsvis 0,01-0,02 aluminium (Al) 0,001-0,05, fortrinsvis 0,005-0,03 20 nitrogen (N) 0,002-0,005, fortrinsvis 0,002-0,003

Chrom (Cr) tilsættes undertiden til stålet, fortrinsvis med indtil ca. 1,0 vægtprocent og især fra ca. 0,2 vægtprocent til ca. 0,6 vægtprocent.

25 Silicium (Si) tilsættes undertiden til stålet, fortrinsvis med indtil ca. 0,5 vægtprocent, især fra ca. 0,01 vægtprocent til ca. 0,5 vægtprocent, og navnlig fra ca. 0,05 vægtprocent til ca. 0,1 vægtprocent.

Stålet indeholder fortrinsvis mindst ca. 1 vægtprocent nikkel. Nikkelindholdet i stålet kan 30 øges til over ca. 3 vægtprocent, hvis dette ønskes, for at forbedre ydelsen efter svejsning.

Hver enkelt ekstra tilsat vægtprocent nikkel forventes at sænke stålets DBTT med ca. 10°C (18°F). Nikkelindholdet er fortrinsvis mindre end 9 vægtprocent, især mindre end ca. 6 vægtprocent. Nikkelindholdet minimeres fortrinsvis for at minimere stålets pris. Hvis nikkelindholdet øges til over ca. 3 vægtprocent, kan manganindholdet mindskes til fra under 35 ca. 0,5 vægtprocent ned til 0,0 vægtprocent.

Bor (B) tilsættes undertiden til stålet, fortrinsvis med indtil ca. 0,0020 vægtprocent og især fra ca. 0,0006 vægtprocent til ca. 0,0010 vægtprocent.

40 Desuden minimeres reststoffer fortrinsvis væsentligt i stålet. Indholdet af fosfor (P) er fortrinsvis mindre end ca. 0,01 vægtprocent. Indholdet af svovl (S) er fortrinsvis mindre end ca. 0,004 vægtprocent. Indholdet af oxygen (O) er fortrinsvis mindre end ca. 0,002 vægtprocent.

8 DK 175995 B1

Forarbejdning af stålblokken

il) Sænkning af DBTT

5 At opnå en lav DBTT, fx under ca. -73°C (-100°F), er en væsentlig udfordring i udviklingen af nye HSLA-ståltyper til anvendelser ved kryogene temperaturer. Den tekniske udfordring er at opretholde/øge styrken i den nuværende HSLA-teknologi samtidig med, at DBTT’en sænkes, især i HAZ’en. Den foreliggende opfindelse anvender en kombination af legering og forarbejdning til at ændre både de indre og de mikrostrukturelle bidrag til brudresistens 10 således, at der frembringes en lavlegeret ståltype med fremragende egenskaber ved kryogene temperaturer i basispladen og i HAZ'en som beskrevet i det følgende.

J Ifølge denne opfindelse udnyttes mikrostrukturel hærdning til at sænke basisstålets DBTT.

Denne mikrostrukturelle hærdning består af raffinering af forudgående austenitkornstør-15 relse, modificering af kornmorfologien gennem termo-mekanisk styret valseforarbejdning (TMCP) og frembringelse af en mikrolaminatmikrostruktur inde i de fine korn, alt sammen med henblik på at øge grænsefladearealet af de højangulære grænser pr. volumenenhed i stålpladen. Som det er velkendt for fagfolk, betyder "korn'· som anvendt heri en individuel krystal i et polykrystallinsk materiale, og "korngrænse” betyder som anvendt heri en smal 20 zone i et metal svarende til overgangen fra én krystallografisk orientering til en anden, hvilken zone således adskiller det ene korn fra det andet. Som anvendt heri er en "højangulaer korngrænse" en korngrænse, som adskiller to nabostillede korn, hvis krystallografiske orienteringer er forskellige med mere end ca. 8°. Også som anvendt heri er en "højangulær grænse eller grænseflade" en grænse eller grænseflade, som effektivt 25 opfører sig som en højangulær korngrænse, dvs. at den har tendens til at afbøje en ·. udbredende revne eller et udbredende brud og således inducerer snoning i en brudbane.

Bidraget fra TMCP til det samlede grænsefladeareal af de højangulære grænser pr. volumenenhed, Sv, defineres ved følgende ligning: 30 I 5v = i^l + /f+l )+0,63(r-30) hvor: 35 d er den gennemsnitlige austenitkornstørrelse i en varmvalset stålplade inden vals- ning i det temperaturinterval, hvori austenit ikke rekrystalliserer (forudgående austenitkornstørrelse); R er reduktionsforholdet (oprindelig stålbloktykkelse/endelig stålpladetykkelse); og 40 r er den procentvise reduktion i stålets tykkelse på grund af varmvalsning i det temperaturinterval, hvori austenit ikke rekrystalliserer.

9 DK 175995 B1

Det er inden for teknikken velkendt, at i takt med at en stiltypes Sv øges, mindskes DBTFen på grund af revneafbøjning og den ledsagende snoning i brudbanen ved de højangulære grænser. Ved kommerciel TMCP-praksis er værdien af R fastsat for en given pladetykkelse, og den øvre grænse for værdien af r er typisk 75. Når der er fastsatte vær-5 dier for Λ og λ kan Sv kun øges væsentligt ved at mindske d, som det fremgår af ovenstående ligning. For at mindske d i ståltyper ifølge den foreliggende opfindelse anvendes der Ti-Nb-mikrolegering i kombination med optimeret TMCP-praksis. For den samme totale mængde reduktion under varmvalsning/deformation vil en ståltype med en indledningsvis finere gennemsnitlig austenitkornstørrelse resultere i en finere endelig gennemsnitlig 10 austenitkornstørrelse. Ifølge denne opfindelse optimeres mængden af Ti-Nb-tilsætninger derfor til praksis med lav genopvarmning samtidig med, at der frembringes den ønskede hæmning af austenitkornvækst under TMCP. Idet der henvises til fig. 3A, anvendes der en relativt lav genopvarmningstemperatur, fortrinsvis mellem ca. 955°C og ca. 1065°C (1750°F-1950°F), til indledningsvis at opnå en gennemsnitlig austenitkornstørrelse D’ på 15 mindre end ca. 120 nm i genopvarmet stålblok 32’ inden varmdeformering. Ved forarbejd ning ifølge denne opfindelse undgås den overdrevne austenitkornvækst, som er et resultat af anvendelsen af højere genopvarmningstemperaturer, dvs. over ca. 1095°C (2000°F), ved konventionel TMCP. For at fremme dynamisk rekrystalliseringsinduceret kornraffinering anvendes der kraftige reduktioner på større end ca. 10% pr. passage under varmvals-20 ning i det temperaturinterval, hvori austenit rekrystalliserer. Idet der nu henvises til fig.

3B, tilvejebringer forarbejdning ifølge denne opfindelse en gennemsnitlig forudgående austenitkornstørrelse D" (dvs. d) på mindre end ca. 30 pm, fortrinsvis mindre end ca.

20 pm og især mindre end ca. 10 pm, i stålblok 32” efter varmvaisning (deformation) i det temperaturinterval, hvori austenit rekrystalliserer, men inden varmvaisning i det tempera-25 turinterval, hvori austenit ikke rekrystalliserer. Desuden foretages der for at frembringe en effektiv kornstørrelsesreduktion i retningen gennem tykkelsen kraftige reduktioner, som fortrinsvis kumulativt overstiger ca. 70%, i temperaturintervallet under ca.

Tnr-temperaturen, men over ca. Ar3-omdannelsestemperaturen. Idet der nu henvises til fig.

3C, fører TMCP ifølge denne opfindelse til dannelsen af en langstrakt, pandekagelignende 30 struktur i austenit i en faerdigvalset stålplade 32’” med meget fin effektiv kornstørrelse D”' i retningen igennem tykkelsen, fx effektiv kornstørrelse D”' på mindre end ca. 10 pm, fortrinsvis mindre end ca. 8 pm og især mindre end ca. 5 pm, hvorved grænsefladearealet af højangulære grænser, fx 33, pr. volumenenhed forøges i stålplade 32,M, som det vil være klart for fagfolk.

35

Noget mere detaljeret fremstilles en ståltype ifølge denne opfindelse ved dannelse af en blok med den ønskede sammensætning som beskrevet heri; opvarmning af blokken til en temperatur på fra ca. 955°C til ca. 1065°C (1750°F-1950°F); varmvaisning af blokken til dannelse af stålplade i en eller flere passager, hvilket giver fra ca. 30 procent til ca. 70 40 procent reduktion i et første temperaturinterval, hvori austenit rekrystalliserer, dvs. over ca. Tn,-temperaturen, og yderligere varmvaisning af stålpladen i én eller flere passager, hvilket giver fra ca. 40 procent til ca. 80 procent reduktion i et andet temperaturinterval under ca. Tn,-temperaturen og over ca. Ar3-omdannelsestemperaturen. Den varmvalsede stålplade bratkøles derefter med en afkølingshastighed på fra ca. 10°C pr. sekund til ca.

10 DK 175995 B1 40°C pr. sekund (18°F/s-72°F/s) til en egnet QST under ca. Ms-omdannelsestemperaturen plus 100°C (180°F) og over ca. Μ,-omdannelsestemperaturen, hvorpå bratkølingen afsluttes. I én udførelsesform for denne opfindelse lades stålpladen, efter at bratkøling er afsluttet, luftkøle til omgivelsestemperatur fra QST'en som vist ved den prikkede linie i fig.

5 1. I en anden udførelsesform for denne opfindelse holdes stålpladen, efter at bratkøling er afsluttet, i det væsentlige isotermisk ved QST'en i et tidsrum, fortrinsvis indtil ca. 5 minutter, og luftkøles derefter til omgivelsestemperatur som vist ved kortstreglinien 12 i fig.

Ϊ. I yderligere en udførelsesform som vist ved den stiplede linie 11 i fig. l afkøles stålpladen langsomt fra QST'en med en hastighed under den ved luftkøling, dvs. en 10 hastighed på under ca. 1°C pr. sekund (l,8°F/s), fortrinsvis i indtil ca. 5 minutter. I mindst én udførelsesform for denne opfindelse er Ms*omdannelsestemperaturen ca. 350°C (662°F), og derfor er Ms-omdannelsestemperaturen plus 100°C (180°F) ca. 450°C (842°F).

15 Stålpladen kan holdes i det væsentlige isotermisk ved QST'en på en hvilken som helst egnet måde, som er kendt af fagfolk, fx ved anbringelse af et varmetæppe over stålpladen. Stålpladen kan køles langsomt, efter at bratkøling er afsluttet, på en hvilken som helst egnet måde, som er kendt af fagfolk, fx ved anbringelse af et isolerende tæppe over stålpladen.

20

Som det er klart for fagfolk, henviser udtrykket "procentvis reduktion i tykkelse" som anvendt heri til procentvis reduktion i tykkelsen af stålblokken eller -pladen forud for den angivne reduktion. Udelukkende som forklaring og uden dermed at begrænse denne opfindelse kan en stålblok med en tykkelse på ca. 25,4 cm (10 tommer) reduceres med ca.

25 50% (en reduktion på 50 procent) i et første temperaturinterval til en tykkelse på ca.

12,7 cm (5 tommer) og derefter reduceres med ca. 80% (en reduktion på 80 procent) i et andet temperaturinterval til en tykkelse på ca. 2,5 cm (1 tomme). Som anvendt heri betyder "blok" et stykke stål med hvilke som helst dimensioner.

30 Stålblokken opvarmes fortrinsvis på en egnet måde til at hæve temperaturen af i det væsentlige hele blokken, fortrinsvis hele blokken, til den ønskede genopvarmningstemperatur, fx ved at placere blokken i en ovn i et tidsrum. Den specifikke genopvarmningstemperatur, som bør anvendes til en hvilken som helst stålsammensætning inden for den foreliggende opfindelses omfang, kan let bestemmes af 35 en fagmand enten ved forsøg eller ved beregning under anvendelse af egnede modeller.

Desuden kan ovntemperaturen og den genopvarmningstid, som er nødvendig for at hæve temperaturen af i det væsentlige hele blokken, fortrinsvis hele blokken, til den ønskede genopvarmningstemperatur, let bestemmes af en fagmand ved henvisning til standardmæssige industripublikationer.

40

Med undtagelse af genopvarmningstemperaturen, som gælder for i det væsentlige hele blokken, er efterfølgende temperaturer, som der henvises til i beskrivelsen af forarbejdningsfremgangsmåden ifølge denne opfindelse, temperaturer, som er målt ved stålets overflade. Ståls overfladetemperatur kan måles ved anvendelse fx af et optisk pyrometer 11 DK 175995 B1 eller ved hjælp af en hvilken som helst anden indretning, der er egnet til måling af ståls overfladetemperatur. De heri angivne afkølingshastigheder er dem i midten eller i det væsentlige i midten af pladetykkelsen; og bratkølingsstoptemperaturen (QST) er den højeste eller i det væsentlige den højeste temperatur, som nås ved pladens overflade, efter at 5 bratkøling er standset, som følge af varmeoverførsel fra pladens midtertykkelse. For eksempel under behandling af forsøgsvarmegrader for en stålsammensætnlng ifølge denne opfindelse anbringes der et termoelement i midten eller i det væsentlige i midten af stålpladetykkelsen til måling af midtertemperatur, medens overfladetemperaturen måles ved anvendelse af et optisk pyrometer. En korrelation mellem midtertemperatur og 10 overfladetemperatur udvikles til anvendelse under efterfølgende forarbejdning af den samme eller i det væsentlige den samme stålsammensætning, således at midtertemperatur kan bestemmes ved direkte måling af overfladetemperatur. Endvidere kan den temperatur og strømningshastighed for bratkølingsfluidet, der er nødvendig for at opnå den ønskede accelererede afkølingshastighed, bestemmes af en fagmand ved 15 henvisning til standardmæssige industripublikationer.

For en hvilken som helst ståisammensætning inden for den foreliggende opfindelses omfang afhænger den temperatur, som definerer grænsen mellem intervallet for rekrystallise-ring og intervallet for ikke-rekrystallisering, dvs. Tnr*temperaturen, af stålets kemi, især 20 carbonkoncentrationen og niobiumkoncentrationen, af genopvarmningstemperaturen inden valsning og af omfanget af den reduktion, som udføres i valsepassageme. Fagfolk kan bestemme denne temperatur for en specifik ståltype ifølge denne opfindelse enten ved forsøg eller ved modelberegning. Ligeledes kan Ar3- og Ms-omdannelsestemperaturerne, som der henvises til heri, bestemmes af fagfolk for en hvilken som helst stiltype ifølge denne opfin-25 delse enten ved forsøg eller ved modelberegning.

Den TMCP-praksis, der således er blevet beskrevet, fører til en høj værdi af Sv. Derudover, idet der igen henvises til fig. 2B, øger den mikrolaminatmikrostruktur, der frembringes under ausagering, yderligere grænsefladearealet ved at tilvejebringe talrige højangulære 30 grænseflader 29 mellem båndene 28 af overvejende nedre bainit eller martensit og auste-nitfilmlagene 30. Denne mikrolaminatkonfiguration, som skematisk er vist i fig. 2B, kan sammenlignes med den konventionelle bainit-/martensitbåndstruktur uden austenitfilmla-gene mellem båndene som vist i fig. 2A. Den konventionelle struktur, der skematisk er vist i fig. 2A, er kendetegnet ved lavangulære grænser 20 (dvs. grænser, der effektivt opfører 35 sig som lavangulære korngrænser (se glosarium)), fx mellem bånd 22 af overvejende nedre batnit og martensit; når først en spaltningsrevne 24 er begyndt, kan den således udbrede sig gennem båndgrænserne 20 med meget lidt retningsændring. Derimod fører mikrotaminatmikrostrukturen i ståltypeme ifølge den foreliggende opfindelse som vist i fig.

2B til betydelig snoning i revnebanen. Dette skyldes, at en revne 26, der er begyndt i et 40 bånd 28, fx af nedre bainit eller martensit, vil have tendens til at skifte plan, dvs. ændre retning, ved hver højangulær grænseflade 29 med austenitfilmlag 30 pga. de forskellige orienteringer af spaltnings- og forskydningsplaner i bainit- og martensitbestanddelene og austenitfasen. Derudover frembringer austenitfilmlagene 30 sløvning af en fremadskridende revne 26, hvilket resulterer i yderligere energiabsorption, inden revnen 12 DK 175995 B1 26 udbreder sig gennem austenitfilmlagene 30. Sløvningen finder sted af flere årsager. For det første udviser FCC-austenittet (FCC som beskrevet heri) ikke DBTT-adfærd, og forskydningsprocesser forbliver den eneste revneforlængelsesmekanisme. For det andet er det sådan, at når påvirkningen/belastningen overstiger en vis højere værdi ved 5 revnespidsen, kan det metastabile austenit undergå en spændings- eller belastningsinduceret omdannelse til martensit, hvilket fører til omdannelsesinduceret plasticitet (TRansformation Induced Plasticity, TRIP). TRIP kan føre til betydelig ; energiabsorption og sænke spændingsintensiteten ved revnespidsen. Endelig vil det båndmartensit, der dannes ved TRIP-processer, have en anden orientering af spaltnings-10 og forskydningsplanet end det ved de allerede eksisterende bainit- eller båndmartensitbestanddele, hvilket gør revnebanen mere snoet. Som vist i fig. 2B er nettoresultatet, at revneudbredelsesresistensen er forøget betydeligt i mikrolaminatml-krostrukturen.

IS Bainit/austenit- eller martensit/austenitgrænsefladerne af ståltyper ifølge den foreliggende opfindelse har fremragende grænsefladebindingsstyrker, og dette fremtvinger revneafbøjning snarere end grænsefladeløsning. Det finkornede båndmartensit og Finkornede nedre bainit forekommer pakkevis med højangulære grænser mellem pakkerne. Der dannes flere pakker inden for en "pandekage". Dette tilvejebringer en yderligere grad af strukturel raffi-20 nering, hvilket fører til forøget snoning ved revneudbredelse gennem disse pakker i "pandekagen". Dette fører til en væsentlig stigning i Sv og følgelig sænkning af DBTT.

Selvom de ovenfor beskrevne mikrostrukturelle fremgangsmåder er nyttige til sænkning af DBTT i basisstålpladen, er de ikke fuldt ud effektive til opretholdelse af tilstrækkeligt lav 25 DBTT i svejse-HAZ'ens grovkornede områder. Den foreliggende opfindelse tilvejebringer 1 således en fremgangsmåde til opretholdelse af tilstrækkeligt lav DBTT i svejse-HAZ'ens grovkornede områder ved anvendelse af legeringsgrundstoffers iboende virkninger som beskrevet i det følgende.

30 Førende ferritiske ståltyper til kryogene temperaturer er generelt baseret på rumcentreret kubisk (BCC) krystalgitter. Selvom dette krystalsystem giver mulighed for at frembringe høje styrker med lave omkostninger, har det den ulempe, at der er en stejl overgang fra sej til skør brudadfærd, når temperaturen sænkes. Dette kan grundlæggende tilskrives den store følsomhed af den heri definerede "critical resolved shear stress” (CRSS) over for 35 temperatur i BCC-systemer, hvor CRSS stiger stejlt med et temperaturfald, hvorved for-skydningsprocesseme og dermed sejt brud gøres mere vanskelige. På den anden side er den kritiske spænding ved skøre brudprocesser såsom spaltning mindre temperaturfølsom.

Derfor bliver spaltning den foretrukne brudform, efterhånden som temperaturen sænkes, hvilket fører til indtræden af lavenergisk skørt brud. CRSS’en er en iboende egenskab hos 40 stålet og er følsom over for den lethed, hvormed forskydninger kan tværforskydes ved de-formering; dvs. en ståltype, hvor tværforskydning er lettere, vil også have en lav CRSS og derved en lav DBTT. Nogle fladecentrerede kubiske (FCC) stabilisatorer såsom Ni vides at fremme tværforskydning, hvorimod BCC-stabiliserende legeringsgrundstoffer såsom Si, Al,

Mo, Nb og V modvirker tværforskydning. I den foreliggende opfindelse optimeres indholdet 13 DK 175995 B1 af FCC-stabiliserende legeringsgrundstoffer, fx Ni og Cu, fortrinsvis under hensyntagen til omkostningsmæssige betragtninger og den gavnlige virkning med hensyn til sænkning af i DBTT, hvor Ni fortrinsvis indgår i legeringen med mindst ca. 1,0 vægtprocent og især med mindst ca. 1,5 vægtprocent; og indholdet af BCC-stabiliserende legeringsgrundstoffer i ; 5 stålet er minimeret væsentligt.

ί i . Som følge af den indre og mi krostrukturelle hærdning, som følger af den enestående kom bination af kemi og forarbejdning af ståltyper ifølge denne opfindelse, har ståltyperne fremragende sejhed ved kryogene temperaturer i både basispladen og HAZ'en efter 10 svejsning. DBTTer i både basispladen og HAZ’en efter svejsning af disse ståityper er under ca. -73°C (-100°F) og kan være under ca. -107°C (-160°F).

(2) Trækstvrke på over 830 MPa (120 ksi) og ensartethed i mikrostruktur oa egenskaber gennem hele tykkelsen 15

Mikrolaminatstrukturs styrke bestemmes hovedsageligt af båndmartensittets og nedre bai-nits carbonindhold. I de lavlegerede ståltyper ifølge den foreliggende opfindelse udføres ausagering for at frembringe et austenitindhold i stålpladen på fortrinsvis fra ca. 2 volu-j menprocent til ca. 10 volumenprocent, især mindst ca. 5 volumenprocent. Ni- og 20 Mn-tilsætnlnger på henholdsvis fra ca. 1,0 vægtprocent til ca. 3,0 vægtprocent og fra ca.

0,5 vægtprocent til ca. 2,5 vægtprocent foretrækkes især til frembringelse af den ønskede volumenfraktion af austenit og forsinkelsen i bainitstart til ausagering. Kobbertilsætninger j på fortrinsvis fra ca. 0,1 vægtprocent til ca. 1,0 vægtprocent bidrager også til stabiliseringen af austenit under ausagering.

25 I den foreliggende opfindelse opnås den ønskede styrke ved et relativt lavt carbonindhold med de ledsagende fordele med hensyn til svejsbarhed og fremragende sejhed i både basisstålet og i HAZ'en. Der foretrækkes et minimum på ca. 0,04 vægtprocent C i den samlede legering for at opnå en trækstyrke på over 830 MPa (120 ksi).

30

Selvom andre legeringsgrundstoffer end C i ståltyper ifølge denne opfindelse i det væsentlige er betydningsløse med hensyn til den maksimalt opnåelige styrke i stålet, er disse grundstoffer ønskelige for at frembringe den påkrævede ensartethed i mikrostruktur og styrke gennem hele tykkelsen for pladetykkelser på over ca. 2,5 cm (1 tomme) og for en 35 række afkølingshastigheder, som ønskes med henblik på forarbejdningsfleksibilitet. Dette er vigtigt, da den faktiske afkølingshastighed i en tyk plades midtersektion er lavere end ved overfladen. Overfladens og midtens mikrostruktur kan således være ganske forskellig, medmindre stålet er beregnet til at eliminere sin følsomhed over for forskellen i afkølings-hastighed mellem pladens overflade og midte. I denne henseende er Mn- og 40 Mo-tegeringstilsætninger og især kombineret tilsætning af Mo og B særligt effektive. 1 den foreliggende opfindelse er disse tilsætninger optimeret hvad angår hærdbarhed, svejsbarhed, lav DBTT og omkostningsmæssige betragtninger. Som angivet tidligere i nærværende beskrivelse er det med henblik på at sænke DBTT væsentligt, at de samlede j 14 DK 175995 B1 i i BCC-legeringstilsætninger holdes på et minimum. De foretrukne kemiske målsætninger og i intervaller er fastsat for at opfylde disse og de andre krav ifølge denne opfindelse.

(3) Overlegen sveisbarhed til sveisnino med lav varmetilførsel 5

Ståltyperne ifølge denne opfindelse er beregnet til at have overlegen svejsbarhed. Det vig-! tigste problem at tage højde for, især ved svejsning med lav varmetilførsel, er kulderevne- dannelse eller hydrogenrevnedannelse i den grovkornede HAZ. Det har vist sig, at for ståltyper ifølge den foreliggende opfindelse er tilbøjelighed til kulderevnedannelse kritisk 10 påvirket af carbonindholdet og HAZ-mikrostrukturens art, ikke af hårdheden og car- bonækvivalentet, hvilke parametre blev anset for at være de kritiske parametre inden for teknikken. For at undgå kulderevnedannelse, når stålet skal svejses ved svejsebetingelser uden eller med svag forvarmning (under ca. 100eC (212°F)), er den foretrukne øvre grænse for carbontilsætning ca. 0,1 vægtprocent. Som anvendt heri uden at begrænse 15 denne opfindelse på nogen måde betyder "svejsning med lav varmetilførsel" svejsning med I bueenergier på indtil ca. 2,5 kilojoule pr. millimeter (kJ/mm) (7,6 kJ/tomme).

Nedre bainit eller selvhærdede båndmartensitmikrostrukturer frembyder overlegen re sistens over for kulderevnedannelse. Andre legeringsgrundstoffer i ståltyperne ifølge denne 20 opfindelse er omhyggeligt afbalancerede i overensstemmelse med kravene til haerdbarhed og styrke for at sikre dannelsen af disse ønskelige mikrostrukturer i den grovkornede HAZ.

Legeringsgrundstoffernes rolle i stålblokken 25 De forskellige legeringsgrundstoffers rolle og de foretrukne grænser for deres koncentrationer til den foreliggende opfindelse er angivet nedenfor:

Carbon (O er et af de mest effektive forstærkningsgrundstoffer i stål. Det gir også i forbindelse med de stærke carbiddannere i stålet, fx Ti, Nb og V, så der frembringes 30 inhibering af kornvækst og styrkelse af udfældning. Carbon forøger også hærdbarhed, dvs. evnen til at danne hårdere og stærkere mikrostrukturer i stålet under afkøling. Hvis carbonindholdet er mindre end ca. 0,04 vægtprocent, er det almindeligvis ikke tilstrækkeligt til at inducere den ønskede forstærkning, nemlig over 830 MPa (120 ksi) trækstyrke, i stålet. Hvis carbonindholdet er over ca. 0,12 vægtprocent, har stålet generelt 35 tendens til kulderevnedannelse under svejsning, og sejheden reduceres i stålpladen og dens HAZ ved svejsning. Der foretrækkes et carbonindhold i intervallet fra ca. 0,04 vægtprocent til ca. 0,12 vægtprocent for at frembringe de ønskede HAZ-mikrostrukturer, nemlig selvhærdet båndmartensit og nedre bainit. Endnu mere foretrukket er den øvre grænse for carbonindhold ca. 0,07 vægtprocent.

40

Mangan (Mnl er en matrix-forstærker i ståltyper og bidrager også i høj grad til hærdbarhe-den. Mn-tilsætning er nyttig til opnåelse af den ønskede tidsforsinkelse ved bainitomdan-nelse, som der er behov for til ausagering. Der foretrækkes en minimumsmængde på 0,5 vægtprocent Mn for at opnå den ønskede høje styrke i pladetykkelser på over 2,5 cm (1 15 DK 175995 B1 ! ! tomme), og et minimum pi mindst ca. 1,0 vægtprocent Mn er endnu mere foretrukket. For meget Mn kan imidlertid være skadeligt for sejheden, så der foretrækkes en ovre grænse på ca. 2,5 vægtprocent Mn i den foreliggende opfindelse. Denne øvre grænse foretrækkes også for i det væsentlige at minimere midterliniesegregation, der har tendens til at 5 optræde i ståltyper med højt Μη-indhold og i kontinuerligt støbte ståltyper, og den ledsagende uensartethed i mikrostruktur og egenskaber gennem hele tykkelsen. Der . foretrækkes især en øvre grænse for Mn-indhold på ca. 1,8 vægtprocent. Hvis nikkelindholdet øges til over ca. 3 vægtprocent, kan den ønskede høje styrke opnås uden tilsætning af mangan. Derfor foretrækkes der i store træk indtil ca. 2,5 vægtprocent 10 mangan.

Silicium fSi) tilsættes til stål med henblik på afiltning, og der foretrækkes et minimum på ca. 0,01 vægtprocent til dette formål. Si er imidlertid en stærk BCC-stabilisator og hæver således DBTT og har også en ugunstig indvirkning på sejheden. Af disse grunde 15 foretrækkes der ved tilsætning af Si en øvre grænse på ca. 0,5 vægtprocent Si. Der foretrækkes især en øvre grænse for Si-indhold på ca. 0,1 vægtprocent. Silicium er ikke altid nødvendig til afiltning, eftersom aluminium eller titan kan udøve samme funktion.

Niobium (Nbl tilsættes for at fremme kornraffinering af stålets valsede mikrostruktur, 20 hvilket forbedrer både styrken og sejheden. Udfældning af niobiumcarbid under varmvalsning tjener til at forsinke rekrystallisering og til at hæmme kornvækst, hvorved der tilvejebringes en måde at raffinere austenitkorn. Af disse grunde foretrækkes der mindst ca. 0,02 vægtprocent Nb. Nb er imidlertid en stærk BCC-stabilisator og hæver således DBTT. For meget Nb kan være skadeligt for svejsbarheden og HAZ-sejheden, så 25 der foretrækkes et maksimum på ca. 0,1 vægtprocent. Der foretrækkes især en øvre grænse for Nb-indhold på ca. 0,05 vægtprocent.

Titan (Til er, når det tilsættes i en lille mængde, effektivt til at danne fine titannitridpartikler (TiN-partikler), som raffinerer kornstørrelsen både i stålets valsede 30 struktur og dets HAZ. Således forbedres stålets sejhed. Ti tilsættes i en sådan mængde, at vægtforholdet mellem Ti og N fortrinsvis er ca. 3,4. Ti er en stærk BCC-stabilisator og hæver således DBTT. For meget Ti har tendens til at forringe stålets sejhed ved at danne grovere TiN- eller titancarbidpartikler (TiC-partikler). Et Ti-indhold på under ca. 0,008 vægtprocent kan almindeligvis ikke frembringe en tilstrækkeligt fin kornstørrelse eller 35 binde N'et i stålet som TiN, medens et indhold på over ca. 0,03 vægtprocent kan forårsage forringelse af sejheden. Det foretrækkes især, at stålet indeholder mindst ca. 0,01 vægtprocent Ti og ikke over ca. 0,02 vægtprocent Ti.

Aluminium (Al) tilsættes til ståltyperne ifølge denne opfindelse med henblik på afiltning.

40 Der foretrækkes mindst ca. 0,001 vægtprocent Al til dette formål, og mindst ca. 0,005 vægtprocent Al foretrækkes endnu mere. Al binder nitrogen opløst i HAZ’en. Al er imidlertid en stærk BCC-stabilisator og hæver således DBTT. Hvis Al-indholdet er for højt, dvs. over ca. 0,05 vægtprocent, er der tendens til dannelse af inklusioner af aluminiumoxid-typen (Al203-typen), hvilket har tendens til at være skadeligt for stålets 16 DK 175995 B1 sejhed og dets HAZ. Der foretrækkes især en ovre grænse for Al-indhotd pi ca. 0,03 vægtprocent.

Molybdæn (Moj øger ståls hærdbarhed ved direkte bratkøling, især i kombination med bor 5 og niobium. Mo er også ønskeligt for at fremme ausagering. Af disse grunde foretrækkes mindst ca. 0,1 vægtprocent Mo, og mindst ca. 0,2 vægtprocent Mo foretrækkes endnu mere. Mo er imidlertid en stærk BCC-stabilisator og hæver således DBTT. For meget Mo bidrager til at forårsage kulderevnedannelse ved svejsning og har også tendens til at forringe stålets og HAZ’ens sejhed, så der foretrækkes et maksimum på ca. 0,8 vægtprocent 10 Mo, og et maksimum på ca. 0,4 vægtprocent Mo foretrækkes endnu mere.

Chrom fCrl har tendens til at øge ståls hærdbarhed ved direkte bratkøling. Tilsat i små mængder fører Cr til stabilisering af austenlt. Cr forbedrer også korrosionsresistens og resistens over for hydrogeninduceret revnedannelse (HIC-resistens). Ligesom med Mo har 15 for meget Cr tendens til at forårsage kulderevnedannelse i svejsninger og har tendens til at forringe sejheden af stålet og dets HAZ, så når der tilsættes Cr, foretrækkes der et maksimum på ca. 1,0 vægtprocent Cr. Når der tilsættes Cr, foretrækkes især et Cr-indhold på fra ca. 0,2 vægtprocent til ca. 0,6 vægtprocent.

20 Nikkel fNil er en vigtig legeringstilsætning til ståltyperne ifølge den foreliggende opfindelse for at opnå den ønskede DBTT, især i HAZ'en. Det er en af de stærkeste FCC-stabilisatorer i stål. Ni-tilsætning til stålet forøger tværforskydningen og sænker derved DBTT. Selvom det ikke er i samme grad som ved tilsætning af Mn og Mo, fremmer tilsætning af Ni til stålet også hærdbarhed og derved ensartethed i mikrostruktur og egenskaber, fx styrke og 25 sejhed, gennem hele tykkelsen i tykke sektioner. Ni-tilsætning er også nyttig til opnåelse af den ønskede tidsforsinkelse ved bainitomdannelse, som der er behov for til ausagering.

For at opnå den ønskede DBTT i svejse-HAZ'en er minimums-Ni-indholdet fortrinsvis ca.

1.0 vægtprocent, især ca. 1,5 vægtprocent. Eftersom Ni er et kostbart legeringsgrundstof, er stålets Ni-indhold fortrinsvis mindre end ca. 3,0 vægtprocent, især mindre end ca. 2,5 30 vægtprocent, navnlig mindre end ca. 2,0 vægtprocent, og endnu mere foretrukket mindre end ca. 1,8 vægtprocent, for i det væsentlige at minimere stålets pris.

Kobber (Cul er en ønskelig legeringstilsætning til stabilisering af austenit for at frembringe mikrolaminatmikrostrukturen. Der tilsættes fortrinsvis mindst ca. 0,1 vægtprocent, især 35 mindst ca. 0,2 vægtprocent, Cu til dette formål. Cu er også en FCC-stabilisator i stål og kan i små mængder bidrage til at sænke DBTT. Cu er også gavnlig til korrosions- og HIC-resistens. I større mængder inducerer Cu for stor udfældningshærdning via ε-kobberudfældningsprodukter. Denne udfældning kan, hvis den ikke styres hensigtsmæssigt, sænke sejheden og hæve DBTTen både i basispladen og HAZ’en. Højere Cu-indhold 40 kan også forårsage skørhed under blokstøbning og varmvalsning, hvilket kræver samtidig tilsætning af Ni til afhjælpning. Af ovennævnte grunde foretrækkes en øvre grænse på ca.

1.0 vægtprocent Cu, og en øvre grænse på ca. 0,5 vægtprocent foretrækkes endnu mere.

17 DK 175995 B1

Bor (Bj i små mængder kan øge ståls hærdbarhed kraftigt og fremme dannelsen af stålmikrostrukturer af båndmartensit, nedre bainit og ferrit ved at undertrykke dannelsen af øvre bainit både i basispladen og den grovkornede HAZ. Almindeligvis er der behov for mindst ca. 0,0004 vægtprocent B til dette formål. Når der tilsættes bor til ståltyper ifølge denne 5 opfindelse, foretrækkes fra ca. 0,0006 vægtprocent til ca. 0,0020 vægtprocent, og en øvre grænse på ca. 0,0010 vægtprocent er endnu mere foretrukket. Bor er imidlertid ikke nød-v vendigvis påkrævet som tilsætning, hvis anden legering i stålet tilvejebringer tilstrækkelig hærdbarhed og den ønskede mikrostruktur.

10 (41 Foretrukken stålsammensætnina. når der er behov for varmebehandling efter svejsning (PWHT1 PWHT foretages normalt ved høje temperaturer, fx højere end ca. 540°C (1000°F). Den termiske udsættelse for PWHT kan føre til tab af styrke i basispladen såvel som i 15 svejse-HAZ'en på grund af blødgørelse af mikrostrukturen associeret med genvinding af understruktur (dvs. tab af forarbejdningsfordele) og forgrovelse af cememtitpartikler. For at overvinde dette bliver basisstålkemien som beskrevet ovenfor fortrinsvis modificeret ved tilsætning af en lille mængde vanadium. Vanadium tilsættes for at opnå forstærkning af udfældningen ved at danne fine vanadiumcarbidpartikler (VC-partikler) i basisstålet og I 20 HAZ'en ved PWHT. Denne forstærkning er beregnet til væsentligt at opveje styrketabet ved PWHT. Imidlertid bør alt for stor VC-forstærkning undgås, da den kan forringe sejheden og hæve DBTT både i basispladen og dens HAZ. 1 den foreliggende opfindelse foretrækkes der af disse grunde en øvre grænse på ca. 0,1 vægtprocent for V. Den nedre grænse er fortrinsvis ca. 0,02 vægtprocent. Det foretrækkes især, at der tilsættes fra ca.

25 0,03 vægtprocent til ca. 0,05 vægtprocent V til stålet.

Denne trinviskombination af egenskaber i ståltyperne ifølge den foreliggende opfindelse tilvejebringer en omkostningsbrilig teknologi til visse operationer ved kryogene temperaturer, fx oplagring og transport af naturgas ved lave temperaturer. Disse nye ståltyper kan 30 give betydelige materialeomkostningsbesparelser til anvendelser ved kryogene temperaturer i forhold til de for tiden kendte kommercielle ståltyper, som i almindelighed kræver meget højere nikkelindhold (indtil ca. 9 vægtprocent) og har meget lavere styrke (mindre end ca. 830 MPa (120 ksi)). Kemiske egenskaber og mikrostrukturudformning anvendes til at sænke DBTT og frembringe ensartede mekaniske egenskaber gennem hele tykkelsen for 35 sektionstykkelser, som overstiger ca. 2,5 cm (1 tomme). Disse nye ståltyper har fortrinsvis nikkelindhold på under ca. 3 vægtprocent, trækstyrke på over 830 MPa (120 ksi), fortrinsvis over ca. 860 MPa (125 ksi) og især over ca. 900 MPa (130 ksi), ductile to brittle transition-temperaturer (DBTT’er) under ca. -73°C (-100°F) og frembyder fremragende sejhed ved DBTT. Disse nye ståltyper kan have en trækstyrke, der er større end ca.

40 930 MPa (135 ksi) eller større end ca. 965 MPa (140 ksi) eller større end ca. 1000 MPa (145 ksi). Nikkelindholdet i disse ståltyper kan øges til over ca. 3 vægtprocent, hvis dette ønskes, for at forbedre ydelsen efter svejsning. Hver ekstra tilsat vægtprocent nikkel forventes at sænke stålets DBTT med ca. 10°C (18°F). Nikkelindholdet er fortrinsvis 18 DK 175995 B1 mindre end ca. 9 vægtprocent, især mindre end ca. 6 vægtprocent. Nikkelindholdet minimeres fortrinsvis for at minimere stilets pris.

Selvom den omhandlede opfindelse er blevet beskrevet ved hjælp af én eller flere fore-5 trukne udførelsesformer, bør det være klart, at der kan foretages andre modifikationer uden at afvige fra opfindelsens omfang, som er angivet i de følgende patentkrav.

19 DK 175995 B1

Glosarrum:

Aci-omdannelsestemperatur: den temperatur, ved hvilken austenit begynder at dannes under opvarmning; 5 AC3-omdannelsestemperatur: den temperatur, ved hvilken omdannelse af , ferrit til austenit fuldendes under opvarmning;

Al203: aluminiumoxid; 10

Ar3-omdannelsestemperatur: den temperatur, ved hvilken austenit begynder at omdannes til ferrit under afkøling; BCC (body-centered cubic): rumcentreret kubisk; 15 afkølingshastighed: afkølingshastighed i midten elter i det væsent lige i midten af pladetykkelsen; CRSS (critical resolved shear stress): en iboende egenskab hos et stål og følsom 20 over for den lethed, hvormed forskydninger kan tværforskydes ved deformering, dvs. en ståltype, hvor tværforskydning er lettere, vil også have en lav CRSS og derved en lav DBTT; 25 kryogen temperatur: en hvilken som helst temperatur, der er under ca. -40eC (-40°F); DBTT (Ductile to Brittle ' 30 Transition Temperature): aftegner de to brudtyper i konstruktionsstålty per; ved temperaturer under DBTT har revnedannelse tendens til at ske ved lavenergisk (skørt) brud, medens der ved temperaturer over DBTT er tendens til, at revnedannelse 35 sker ved højenergisk strækningsbrud; FCC (face-centered cubic): fladecentreret kubisk; korn: en individuel krystal i et polykrystallinsk 40 materiale; korngrænse: en smal zone i et metal svarende til overgan gen fra én krystallografisk orientering til en 5 DK 175995 B1 20 anden, hvilken zone således adskiller det ene korn fra det andet; HAZ (heat affected zone): varmepivirket zone; HIC (hydrogen induced cracking): hydrogeninduceret revnedannelse; højangulær grænse eller grænseflade: grænse eller grænseflade, som effektivt opfø rer sig som en højangulær korngrænse, dvs.

10 at den har tendens til at afbøje en udbredende revne eller et udbredende brud og således inducerer snoning i en brudbane; højangulær korngrænse: en korngrænse, som adskiller to nabostillede 15 kom, hvis krystallografiske orienteringer er forskellige med mere end ca. 8°; HSLA (high strength, low alloy): lavlegeret med høj styrke; 20 interkritisk genopvarmet: opvarmet (eller genopvarmet) til en temperatur på fra omkring Ac(-omdannelsestemperaturen til omkring Ac3-omdannelsestemperaturen; 25 lavlegeretstål: en ståltype, der indeholder jern og mindre end ca. 10 vægtprocent i alt af legeringsadditiver; lavangulær korngrænse: en korngrænse, som adskiller to nabostillede korn, hvis krystallografiske orienteringer er 30 forskellige med mindre end ca. 8°; svejsning med lav varmetilførsel: svejsning med bueenergier på indtil ca.

2,5 kJ/mm (7,6 kJ/tomme); 35 MA (martensite-austenite): martensit-a usten it;

Ms-omdannelsestemperatur: den temperatur, ved hvilken omdannelse af austenit til martensit begynder under afkøling; 40 overvejende: mindst ca. 50 volumenprocent; forudgående austenitkornstørrelse: gennemsnitlig austenitkornstørrelse i en varm- valset stålplade inden valsning i det temperaturinterval, hvori austenit ikke rekrystalliserer; DK 175995 B1 1 21 bratkøling: accelereret afkøling på en hvilken som helst måde, hvorved der anvendes et fluid, der er valgt på grund af dets tendens til at øge 5 stålets afkølingshastighed, i modsætning til luftkøling; « bratkølingsstoptemperatur (QST): den højeste eller i det væsentlige højeste tem- , peratur, der opnås ved pladens overflade, 10 efter at bratkølingen er standset som følge af varmeoverførsel fra pladens midtertykkelse; blok: et stykke stål med hvilke som helst dimensio ner; 15

Sv: samlet grænsefladeareal af de højangulære grænser pr. volumenenhed i en stålplade; trækstyrke: ved trækprøvning: forholdet mellem den mak- 20 simale belastning og det oprindelige tvær snitsareal;

TiC: titancarbid; i 25 TiN: titannitrid;

Tnr-temperatur: den temperatur, under hvilken austenit ikke rekrystalliserer; og 30 »TMCP (thermo-mechanical controlled rolling processing): termo-mekanisk styret valseforarbejdning.« i