SE523868C2 - Stålplåt med god seghet vid kryogena temperaturer, samt metod för framställning av denna och förbättra sprickutbredningsresistansen - Google Patents

Description

. . u. . . u . .. .. .. .. . . . . . . . . . . ._ . . . . . _ - - -~ . . . . . . _ . . . . .. . . . . . ... ... .. . . . .. .. ... . ... . . . . .. . . . . . . . . - - - p. . . . . .. u. .. .. .. H - 2 kunna byggas av svetsat stål, måste stålet ha adekvat hållfasthet för att motstå fluidtrycket och ha adekvat seghet för att förhindra initiering av fraktur, dvs ett feltillstånd, vid de operationstillstånd som gäller, både i basstålet och i HAZ.

Duktil till skörövergångstemperaturen (DBTT) avgränsar de två frakturregimerna i konstruktionsstål. Vid temperaturer under DBTT, tenderar fel att uppkomma i stålet genom lågenergiklyvning (sprödfraktur), medan vid temperaturer över DBTT, tenderar fel i stålet 10 att uppkomma genom högenergiduktilfraktur.

Svetsad stål som nyttjas för att bygga lagrings- och transportbehållare för tidigare nämnda typer av kryogena temperaturapplikationer och för andra lastbärande insatser vid kryogen temperatur måste ha DBTT väl 15 under insatstemperaturen i både basstålet och HAZ för att undvika fel genom lågenergiklyvningsfraktur.

Nickel-innehållande stål som konventionellt används för strukturella applikationer vid kryogen temperatur, exempelvis stål med 20 nickelinnehåll högre än omkring 3 vikts%, har låga DBTT, men har även relativt låga sträckhållfastheter. Kommersiellt tillgängliga 3,5 vikts% Ni, 5,5 vikts% Ni och 9 vikts% Ni stål har typiskt DBTT av omkring -100°C (-150°F), -155°C (-250°F) respektive -175°C (-280°F), och sträckhållfastheter upp till omkring 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 25 ksi) respektive 830 MPa (120 ksi). För att få dessa kombinationer av hållfasthet och seghet undergår stålen vanligtvis dyrbart processande, exempelvis dubbel härdningsbehandling. Vad gäller applikationer vid kryogen temperatur används inom industrin för närvarande dessa 'P5 kommersiella nickelinnehållande stål beroende på deras goda seghet aa aaa 3 vid låga temperaturer, men man måste designa ikring deras relativt låga sträckhållfastheter. Designerna kräver vanligtvis kraftigt tilltagna ståltjocklekar för lastbärande applikationer vid kryogen temperatur.

Användning av dessa nickeiinnehàllande stål i lastbärande 5 applikationer vid kryogen temperatur tenderar sålunda att bli dyrbart beroende på stålets höga kostnad i kombination med den erforderliga ståltjockleken.

Ett flertal kommersiellt tillgängliga, teknikens ståndpunkt typ stål med 10 lågt och medium kolinnehàll och av làglegerad höghàllfasthettyp (HSLA), exempelvis AlSl 4320 eller 4330 stål, har potential att erbjuda överlägsna sträckhållfastheter (exempelvis högre än omkring 830 MPa (120 ksi) samt lägre kostnad, men lider av relativt höga DBTT i allmänhet och i synnerhet i den svetsade värmepåverkade zonen 15 (HAZ). Dessa stål visar tendens till att svetsbarheten och lågtemperatursegheten avtar då sträckhållfastheten ökar. Av detta skäl kommer kommersiella tillgängliga teknikens ståndpunkt HSLA stål vanligtvis ej i fråga för applikationer vid kryogen temperatur. Hög DBTT i HAZ i dessa stål beror vanligtvis på formeringen av oönskade 20 mikrostrukturer härrörande från de termiska svetsningscyklerna i de grovkorniga och lnterkritiskt återvärmda HAZ, dvs HAZ som värms till en temperatur av från omkring Ac, transformationstemperaturen till omkring A03 transformationstemperaturen. (Se ordlistan för definitioner av Ac, och A03 transformationstemperaturer). DBTT ökar signifikant 25 med tilltagande kornstorlek och skörgörande mikrostrukturella beståndsdelar, såsom martensit-austenit (MA) öar, i HAZ. DBTT för HAZ i HSLA stål enligt teknikens ståndpunkt, X100 pipeline för olja och gastransmission, är exempelvis högre än omkring -50°C (-60°F). Det finns signifikanta incitament inom energilagrings- och transport- a a una v v aa a aa aa aa aa a a a aa a a ~ a a aa a a- a a aa a a. -a a a a a a a a a a a a aa . _ . . . _ - .aa aaa a. a a a a. a. aa. a .aa a a a a aa n a a a a a - a ~ v v a a a a aa aa aa aa n . . . .. . . _ . . . . . . .. . 4 sektorerna för utveckling av nya stål som kombinerar lågtemperaturseghetsegenskaperna hos ovan nämnda kommersiella nickelinnehàllande stål med den höga hàllfastheten och lågkostnadsmodellen i HSLA stàlen, samtidigt som man åstadkommer 5 utmärkt svetsbarhet och den önskade tjocksektionskapabiliteten, dvs förmågan att ge väsentligen den önskade mikrostrukturen och egenskaperna (exempelvis hållfasthet och seghet), i synnerhet i tjocklekar lika med eller större eller omkring 25 mm (1 tum). 10 I icke-kryogena applikationer är flertalet kommersiellt tillgängliga teknikens ståndpunkt, låg och medium kol HSLA stål designade att svara mot en bråkdel av deras hållfastheter beroende på deras relativt låga seghet vid höga hållfastheter, eller alternativt processade för att sänka hållfastheter för erhållande av acceptabel seghet. l 15 konstruktionssammanhang medför sådana ansatser större sektionstjocklek och sålunda högre komponentvikter och slutligen högre kostnader än om HSLA stålens potential till hög hållfasthet kunde användas fullt ut. I vissa kritiska applikationer, exempelvis högprestandakuggväxlar, används stål innehållande mer än omkring 3 20 vikts% nickel (exempelvis AlSl 48XX, SAE 93XX, etc) för att bibehålla tillräcklig seghet. Denna ansats leder till att man straffas med avsevärd kostnad för att få tillgång till den överlägsna hàllfastheten hos HSLA stålen. Ett ytterligare problem som uppkommer med användning av kommersiella standard HSLA stål är vätesprickning i HAZ, i synnerhet 25 när svetsning med låg energitillförsel används.

Det finns signifikanta ekonomiska incitament och definitivt behov inom _ _ konstruktion för att med låg kostnad förbättra seghet hos hög och -z--š ultrahög hàllfasta låglegerade stål. l synnerhet föreligger behov av ett - . n. . . .. .. .. .. .. .. . . n . . . . . . . . .. . . . - . _ . . ._ .. . . . . . . . . . . . _. . . . . _ _ _ Q ... ... .. . . . .. .. ... . ..._ . _ , . . . ._ . . . . . . . . _ . . . . . . .. ... .. _. .. .. - 5 skäligt prissatt stàl som har ultrahög hàllfasthet, exempelvis sträckhàllfasthet högre än omkring 830 MPa (120 ksi), och utmärkt seghet vid kryogen temperatur, exempelvis DBTT lägre än omkring -62°C ( -80°F), både i basplàten testat i tvärriktningen (se ordlista för 5 definition av tvärriktning) och i HAZ, för användning i kommersiella applikationer vid kryogen temperatur.

Huvudsyftena med uppfinningen är sålunda att förbättra teknikens ståndpunkt HSLA stàlteknologin för applicerbarhet vid kryogena 10 temperaturer och göra detta inom tre nyckelomràden: (i) sänka DBTT till lägre än omkring -62°C (-80°F) i basstàlet i tvärriktningen och i svetsen HAZ, (ii) àstadkommande av sträckhàllfasthet högre än omkring 830 MPa (120 ksi) och (iii) àstadkommande av överlägsen svetsbarhet. Andra syften med uppfinning är att åstadkomma 15 ovannämnda HSLA stàl med tjocksektionskapabilitet, företrädesvis för tjocklekar lika med eller större än omkring 25 mm (1 tum) och göra detta med användning av för närvarande kommersiellt tillgängliga processtekniker så att användning av dessa stàl är ekonomiskt gynnsamt i kommersiella processer vid kryogen temperatur. 20 SAMMANFATTNING AV UPPFINNINGEN i l överensstämmelse med ovan nämnda syften med uppfinningen, tillhandahålls en processmetodologi där ett làglegerat stålämne av den 25 önskade kemin àtervärms till en lämplig temperatur, därefter varmvalsas för att bilda stàlplåt och kyls snabbt, vid slutet av varmvalsningen, genom störtkylning med en lämplig fluid, exempelvis vatten, till en lämplig störtkylningsstopptemperatur (QST), för att ge en mikrostruktur omfattande (i) till övervägande delen finkornig lägre 523 868 6 - . » - . _ -p 1.. bainit, finkomig spjälad martensit, finkornig bainit (FGB), eller blandningar därav, och (ii) upp till omkring 10 volyms% kvarhàllen austenit. FGB enligt uppfinningen är ett aggregat omfattande bainitisk ferrit som huvudbestàndsdel (minst omkring 50 volyms%) och partiklar 5 av blandningar av martensit och kvarhàllen austenit som minoritetsbestàndsdelar (mindre än omkring 50 volyms%). Såsom uttrycken ”till övervägande delen", "predominant" och "huvudbestànds- del" används betyder samtliga minst omkring 50 volyms%, och "minoritet" betyder mindre än omkring 50 volyms%. 10 _ Vad gäller processtegen enligt uppfinningen kan följande framhållas: i vissa utföringsformer är omgivningstemperatur lämplig QST. l andra utföringsformer är lämplig QST en temperatur högre än omgivningstemperatur, och störtkylning följs lämpligen av långsam 15 kylning till omgivningstemperatur, enligt vad som beskrivs mera i detalj nedan. I andra utföringsformer kan en lämplig QST vara under omgivningstemperatur. I en utföringsform av uppfinningen làngsamkyls stålplåten följt på snabbkylningen till en lämplig QST och denna långsamkylning görs med luft till omgivningstemperatur. l en annan 20 utföringsform hålls stålplàt väsentligen isotermiskt vid QST under upp till omkring fem minuter, följt av luftkylning till omgivningstemperatur. I ännu en utföringsform làngsamkyls stålplåten med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F) per sekund under upptill omkring fem minuter, följt av luftkylning till omgivningstemperatur. Såsom 25 störtkylning används i föreliggande uppfinning betyder detta accelererad kylning med vilket som helst medel där en fluid vald för dess tendens att höja kylningshastigheten för stål används, till skillnad från luftkylning av stàl till omgivningstemperatur. :once ocean 10 15 20 25 523 868 7 .- s..

Ett stàlämne processat enligt uppfinningen är tillverkat pà konventionellt sätt och omfattar i en utföringsform järn och följande legeringsämnen, företrädesvis i de viktsintervall som finns angivna i följande tabell 1: Tabell 1 Legeringsämne intervall (vikts%) kol (C) 0,03-0,12, hellre 0,03-0,07 mangan (Mn) upp till 2,5, hellre 0,5-2,5, och ännu hellre 1,0- 2,0 1,0-3,0, hellre 1,5-3,0 nickel (Ni) koppar (Cu) upp till omkring 1,0, hellre 0,1-1,0, och ännu hellre 0,2-0,5 molybden (Mo) upp till omkring 0,8, ännu hellre 0,1-0,8, och ännu mera hellre 0,2-0,4 niobium (Nb) 0,01-0,1, hellre 0,02-0,05 titan (Ti) 0,008-0,03, hellre 0,01-0,02 aluminium (Al) upp till omkring 0,05, hellre 0,001-0.05, och ännu hellre 0,005-0,03 kväve (N) 0,001-0,005, hellre 0,002-0,003 Till stålet tillsätts i vissa fall krom (Cr) företrädesvis upptill omkring 1,0 vikts%, och hellre företrädesvis omkring 0,2 vikts% till omkring 0,6 vikts%.

Till stålet tillsätts i vissa fall kisel, företrädesvis upptill omkring 0,5 vikts%, hellre omkring 0,01 vikts% till omkring 0,5 vikts%, och ännu hellre företrädesvis omkring 0,05 vikts% till omkring 0,1 vikts%. 523 868 s . . . . . . .k n..

Stålet innehåller företrädesvis minst omkring 1 vikts% nickel.

Nickelinnehållet i stålet kan höjas över omkring 3 vikts% om så önskas för att ge bättre prestanda efter svetsning. Varje 1 vikts% tillsatts av 5 nickel förväntas sänka stålets DBTT med omkring 10°C (18°F).

Nickelinnehållet är företrädesvis mindre än 9 vikts%, hellre mindre än omkring 6 vikts%. Nickelinnehållet minimeras företrädesvis för att minimera stålets kostnad. Om nickelinnehàllet höjs till över omkring 3 vikts%, kan manganinnehàllet sänkas under omkring 0,5 vikts% ner till 10 0,0 vikts%.

Till stålet tillsätts ibland boron, företrädesvis upptill omkring 0,0020 vikts%, och hellre omkring 0,0006 vikts% till omkring 0,0015 vikts%. 15 Restämnen minimeras dessutom företrädesvis lämpligen i stàlet.

Fosfor (P) innehållet är företrädesvis lägre än omkring 0,01 vikts%.

Svavel (S) innehållet är företrädesvis lägre än omkring 0,004 vikts%.

Syre (O) innehållet är företrädesvis lägre än omkring 0,002 vikts%. 20 Den specifika mikrostruktur som erhålls enligt uppfinningen beror av både den kemiska kompositionen hos det låglegerade stålämne som processas och det faktiska processandesteg som följer vid processande av stàlet. Utan att för den skull begränsa uppfinningen kan exempelvis vissa specifika mikrostrukturer specificeras enligt 25 följande. I en utföringsform framställs en till övervägande delen mikrolaminatmikrostruktur omfattande fingranulerad spjälad martensit, finkornig lägre bainit, eller blandningar därav, och upptill omkring 10 _ _ volyms% kvarhàllna austenitfilmskikt. företrädesvis omkring 1 volyms% till omkring 5 volyms% kvarhàllna austenitfilmskikt. De andra 523 868 9 beståndsdelarna i denna utföringsform omfattar finkornig bainit (FGB), polygonal ferrit (PF) deformerad ferrit (DF), aciculär ferrit (AF) övre bainit (UB), degenererad övre bainit (DUB) och liknande, vilka samtliga är välkända för fackmannen på området. Denna utföringsform ger 5 vanligtvis sträckhållfastheter överstigande omkring 930 MPa (135 ksi). I ytterligare en utföringsform av uppfinningen, följt på störtkylning till lämplig QST och därefter lämplig làngsamkylning till omgivningstemperatur, har stålplattan en mikrostruktur omfattande till övervägande delen FGB. De andra beståndsdelarna som ingår i 10 mikrostrukturen kan inkludera finkornig spjälad martensit, finkomig lägre bainit, kvarhållen austenit (RA), PF, DF, AF, UB, DUB och liknande. Denna utföringsform ger vanligtvis sträckhållfastheter i det lägre intervallet för uppfinningen, dvs sträckhållfastheter av omkring 830 MPa (120 ksi) eller högre. Enligt vad som diskuteras mera i detalj i 15 det följande, påverkar värdet på Nc, en faktor definierad av stålets kemi (enligt vad som finns ytterligare behandlat häri och i ordlistan), hållfastheten och tjocksektionskapabiliteten, såväl som mikrostrukturen hos stål enligt uppfinningen. 20 Ävenledes i överensstämmelse med ovan nämnda syften med uppfinningen, är stål processade enligt föreliggande uppfinning lämpad i synnerhet för många applikationer vid kryogen temperatur i det att stålen har följande egenskaper företrädesvis för stàlplàtar med en tjocklek av omkring 25 mm (1 tum) och större, utan att för den skull 25 begränsa uppfinningen: (i) DBTT lägre än omkring -62°C (-80°F). företrädesvis lägre än omkring -73°C (-100°F), hellre lägre än omkring -100°C (-150°F) och ännu hellre företrädesvis lägre än omkring -123°C _ (-190°F) i basstålet i tvärriktningen och i svetsen HAZ, (ii) sträckhàllfasthet högre än omkring 830 MPa (120 ksi), företrädesvis 10 15 20 25 523 868 10 högre än omkring 860 MPa (125 ksi), hellre företrädesvis högre än omkring 900 MPa (130 ksi) och ännu hellre företrädesvis högre än omkring 1000 MPa (145 ksi), (iii) överlägsen svetsbarhet, (iv) förbättrad seghet jämfört med kommersiellt tillgängliga standard HSLA stål.

BESKRIVNING AV RITNINGARNA Fördelarna med uppfinningen kommer att bättre förstås med hänvisning till följande detaljerade beskrivning och de bifogade ritningarna, där: Fig. 1A är ett schematiskt kontinuerlig kylning-transformationsdiagram (CCT) utvisande det sätt var på àldringsprocessen enligt uppfinningen ger en mikrolaminatmikrostrukturi stålet enligt föreliggande uppfinning; Fig. 1B är ett schematiskt kontinuerlig kylning-transformationsdiagram (CCT) utvisande det sätt var på àldringsprocessen enligt föreliggande uppfinning ger FGB mikrostruktur i stålet enligt uppfinningen; Fig. 2A (känd teknik) visar schematisk en klyvningsspricka som utbreder sig genom spjälgränser i en blandad mikrostruktur av lägre bainit och martensit i ett konventionellt stål; Fig. 2B visar schematiskt en slingrig sprickbana beroende på närvaron av kvarhållen austenitfas i mikrolaminatmikrostrukturen i ett stål enligt föreliggande uppfinning; Fig. 2C visar schematiskt en slingrig sprickbana i FGB mikrostrukturen i ett stål enligt föreliggande uppfinning; 523 868 11 .- v..

Fig. 3A visar schematiskt austenitkornstorlek i ett stàlämne efter återvärmning enligt föreliggande uppfinning; Fig. 3B visar schematiskt initiala austenitkornstorlek (se ordlista) i ett 5 stàlämne efter varmvalsning i det temperaturintervall vari austenit rekristalliserar, men innan varmvalsning i det temperaturintervall vari austenit ej rekristalliserar, enligt föreliggande uppfinning; Fig. 3C visar schematiskt den långsträckta pannkakstrukturen i 10 austenit, med mycket fin effektiv kornstorlek i den i tjockleken genomgående riktningen hos en stàlplåt efter avslutning av valsning i TMCP enligt föreliggande uppfinning; Fig. 4 är en elektrontransmissionsmikrograf utvisande 15 mikrolaminatmikrostrukturen i en stàlplåt identifierad som A3 i tabell ll hän;och Fig. 5 är en elektrontransmissionsmikrograf utvisande FGB mikrostrukturen i en stàlplåt identifierad som A5 i tabell ll häri. 20 Även om uppfinningen kommer att beskrivas i samband med dess föredragna utföringsformer, inses att uppfinningen ej är begränsad till detta. Uppfinningen är istället avsedd att täcka alla alternativ, modifikationer och ekvivalenter som kan inkluderas inom ramen och 25 omfånget för uppfinningen, sådan den definieras i de bifogade kraven.

DETALJERAD BESKRIVNING AV UPPFINNINGEN nun-o 523 868 12 - ~ - . . .

Föreliggande uppfinning hänför sig till utveckling av nya HSLA stål som klarar ovan beskrivna utmaningar. Uppfinningen är baserad på en ny kombination av stålkemi och processande för att ge bàde intrinsisk och mikrostrukturell seggöring till lägre DBTT såväl som förbättra seghet 5 vid höga sträckhållfastheter. intrinsisk seghet åstadkoms med den omsorgsfulla balansen mellan kritiska legeringsämnen i stålet, enligt vad som i detalj beskrivs i denna beskrivning. Mikrostrukturell seggöring resulterar från åstadkommande av mycket fin effektiv kornstorlek såväl som befrämjande av mikrolaminatmikrostruktur. 10 Fin effektiv kornstorlek åstadkoms på två sätt enligt uppfinningen. Den termomekaniskt styrda valsningsprocessen ("TMCP”) enligt sådan den i detalj beskrivs i det följande, används först för att åstadkomma fin pannkaksstruktur i austenit vid slutet av valsningen i TMCP 15 processandet. Detta är ett viktigt första steg i den totala förfiningen av mikrostrukturen i föreliggande uppfinning. För det andra åstadkoms ytterliggare förfining av austenitpannkakor genom transformation av austenitpannkakorna till paket av mikrolaminatstruktur, FGB, eller blandningar därav. Såsom uttrycket "effektiv kornstorlek” används i 20 föreliggande uppfinning, betyder detta austenitpannkaksmedeltjocklek vid fullbordan av valsning i TMCP enligt uppfinningen och det betyder paketbredd eller kornmedelstorlek vid fullbordan av transformation av austenitpannkakor till paket av mikrolaminatstruktur respektive FGB.

Enligt vad som ytterligare diskuteras nedan, illustrerar D"' i fig. 3C 25 austenitpannkaktjocklek vid fullbordan av valsning i TMCP processande enligt uppfinningen. Paket bildar insidan av austenitpannkakorna. Paketbredden är ej visad på ritningarna. Denna integrerade ansats möjliggör mycket fin effektiv kornstorlek, i synnerhet nous: 525 868 13 i den genom tjockleken gående riktningen av stålplåten enligt uppfinningen. l fig. 2B visas ett stål med till övervägande delen 5 mikrolamlnatmikrostruktur enligt uppfinningen, varvid denna till övervägande delen mikrolaminatstruktur omfattar alternerande spjälor 28, av antingen finkornig lägre bainit eller finkornig spjälad martensit eller blandningar därav, och kvarhàllna austenitfilmskikt 30.

Medeltjockleken hos de kvarhàllna austenitfilmskikten 30 är 10 företrädesvis mindre än omkring 10 % av spjälornas 28 medeltjocklek. Ännu hellre är de kvarhàllna austenitfilmskiktens 30 medeltjocklek mindre än omkring 10 nm och spjälornas 28 medeltjocklek är omkring 0,2 mikron. Finkornig spjälad martensit och finkornig lägre bainit uppkommer i paket inom austenitpannkakorna bestående av ett antal 15 liknande orienterade spjälor. Det finns typiskt fler än ett paket inom en pannkaka och ett paket hos ett sådant består av upptill Still 8 spjälor. intilliggande paket är separerade , inom högvinkelgränser.

Paketbredden är den effektiva kornstorleken i dessa strukturer och den har sin signifikanta effekt på klyvningsfrakturresistansen och DBTT. 20 varvid finare paketbredder ger lägre DBTT.

Enligt uppfinningen är den föredragna paketmedelbredden mindre än omkring 5 mikron, och ännu hellre mindre än omkring 3 mikron och allra helst företrädesvis mindre än omkring 2 mikron (se ordlista för 25 definition av ”högvinkelgräns”).

I fig. 2C visas schematiskt FGB mikrostrukturen, som kan vara antingen en predominerande eller minoritetsbestàndsdel i stål enligt -;--5 uppfinningen. FGB enligt uppfinningen är ett aggregat omfattande »anna 10 15 20 25 523 868 14 bainitisk ferrit 21 som huvudbestàndsdel och partiklar av blandningar av martensit och kvarhàllen austenit som minoritetsbeståndsdelar.

FGB enligt uppfinningen har en mycket fin kornstorlek som återspeglar paketmedelbredden hos de ovan beskrivna finkorniga spjälade martensit och finkorniga lägre bainit-mikrostrukturerna. FGB kan bildas under störtkylning till QST och/eller under det isotermiska kvarhàllandet på QST och/eller långsam kylning från QST i stål enligt uppfinningen, i synnerhet i centrum av en tjock, z 25 mm, plåt när den totala legeringen i stålet är låg och/eller om stålet ej har tillräckligt med ”effektiv” boron, dvs boron som ej är bunden i oxid och/eller nitrid.

Under dessa förhållanden och beroende på kylningshastigheten för störtkylningen och plåtens kemi i sin helhet, kan FGB bildas antingen som en minoritets eller predominerande beståndsdel. I föreliggande uppfinning är den föredragna kornmedelstorleken i fig. 1B mindre än omkring 3 mikron, hellre mindre än omkring 2 mikron, ännu hellre mindre än omkring 1 mikron. intilliggande korn i den bainitiska ferriten 21 bildar högvinkelgränser 27 där korngränsen separerar två intilliggande korn vars kristallografiska orienteringar skiljer sig typiskt med mer än omkring 15°, varvid dessa gränser är tämligen effektiva för sprickavböjning och för att förbättra sprickslingrighet. (Se ordlista för definition av FGB enligt martensiten företrädesvis av lågkol dislokerad typ (s 0,4 vikts%) med lite eller ingen tvinning och innehåller dispergerad kvarhàllen austenit.

Denna martensit/kvarhàllen austenit är fördelaktig vad gäller seghet och DBTT. Volyms% av dessa minoritetsbeståndsdelar i FGB enligt uppfinningen kan variera beroende på stålkompositionen och "högvinkelgråns"). I uppfinningen är processandet, men är företrädesvis lägre än omkring 40 volyms%, hellre företrädesvis lägre än omkring 20 volyms%, och ännu hellre lägre än omkring 10 % av FGB. Martensit/kvarhållna austenitpartiklar i 523 868 15 FGB är effektiva vad gäller àstadkommande av ytterligare sprickavböjning och slingrighet inom FGB, på liknande sätt som ovan förklarats för utföringsformen med mikrolamlnatmikrostruktur. 5 Hàllfastheten hos FGB enligt uppfinningen, uppskattad till att vara omkring 690-760 MPa (100 till 110 ksi), är signiflkant lägre än den hos finkornig spjälad martensit eller finkornig lägre bainit, som beroende på kolinnehállet i stålet kan vara högre än omkring 930 MPa (195 ksi). För kolinnehåll i stålet av omkring 0,030 vikts% till omkring 0,065 har man 10 enligt uppfinningen funnit att mängden av FGB (medelvärde över tjockleken) i mikrostrukturen företrädesvis begränsas till mindre än omkring 40 volyms% för att plàtens hàllfasthet skall överstiga omkring 930 MPa (135 ksi). 15 Åldring (ausaging) används enligt uppfinningen för att underlätta formering av mikrolaminatmikrostrukturen genom att befrämja kvarhàllning av de önskade kvarhàllna austenitfilmskikten vid omgivningstemperaturer. Såsom fackmannen på området är väl bekant med, är åldring (ausaging) en process. där åldring av austenit 20 befrämjas med lämplig termisk behandling innan dess transformering till lägre bainit och/eller martensit. Enligt uppfinningen nyttjas störtkylning av stålplåten till en lämplig QST, följt av långsam kylning i omgivningsluft, eller via annan långsam kylningsanordning enligt ovan, till omgivningstemperatur för att befrämja åldring. inom området är det 25 välkänt att nämnda åldring befrämjar termisk Stabilisering av austenit vilket i sin tur leder till kvarhàllning av austenit när stålet därefter kyls ner till omgivningstemperatur och låga temperaturer. Den unika _ _ stålkemin och processkombinationen enligt uppfinningen ger tillräckligt med fördröjningstid för start av bainittransformation efter att störtkylning 525' 868 16 »a -ss stoppats för att tillåta adekvat åldring av austeniten för kvarhållning av austenitfilmskikten i mikrolaminatmikrostrukturen. Med hänvisning till figur 1A, finns där visat en utföringsform på ett stål processat enligt uppfinningen och där detta undergår styrd valsning 2 inom de angivna 5 temperaturintervallen (enligt vad som kommer att beskrivas mera i detalj i det följande); därefter störtkyls 4 stålet från startstörtkylningspunkten 6 till stoppstörtkylningspunkten 8 (dvs QST).

Efter att störtkylning stoppats i stoppstörtkylningspunkten (QST) 8, (i) hålls i en utföringsform stålplåten väsentligen isotermiskt på QST under 10 en tidsperiod, företrädesvis upp till omkring 5 minuter, och luftkyls därefter till omgivningstemperatur, enligt vad som visats med den streckade linjen 12, i en annan utföringsform (ii) làngsamkyls stålplåten från QST med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F/sekund) upp till omkring 5 minuter, innan stålplåten tillåts 15 luftkylas till omgivningstemperatur, enligt vad som visas med den streckprickade linjen 11, och i ytterligare en utföringsform (iii) kan stålplåten tillåtas luftkyla till omgivningstemperatur,»enligt vad som visas med den streckade linjen 10. l samtliga olika utföringsformer av processande, kvarhålls austenitfilmskikt efter formering av lägre 20 bainitspjälor i det lägre bainitområdet 14 och martensitspjälor i martensitområdet 16. Det övre bainitområdet 18 och ferrit/perlit- området 19 minimeras företrädesvis väsentligen eller undviks. l fig. 1B, som avser en annan utföringsform av stålprocessande enligt uppfinningen, dvs ett stål av annan kemi än det stål vars processande 25 är representerat av fig. 1A, genomgår stålet styrd valsning 2 inom de angivna temperaturintervallen (enligt vad som beskrivs mera i detalj i det följande); därefter genomgår stålet störtkylning 4 från _ _ startstörtkylningspunkten 6 till stoppstörtkylningspunkten 8 (dvs QST).

Efter att störtkylning stoppats i stoppstörtkylningspunkten 8 (QST), 10 15 20 25 525 868 17 hålls i en utföringsform (i) stàlplåten väsentligen isotermiskt på QST under en tidsperiod, företrädesvis upp till omkring 5 minuter, och luftkyls därefter till omgivningstemperatur, enligt vad som visas med den streckade linjen 12, I en annan utföringsform (ii), làngsamkyls stålplåten från QST med en hastighet lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F/sekund) under upp till omkring 5 minuter innan stålet tillåts luftkylas till omgivningstemperatur, enligt vad som visas med den streckprickade linjen 11, och i ytterligare en utföringsform (iii), kan stålplåten tillåtas luftkylas till omgivningstemperatur, enligt vad som visas med den prickade linjen 10. I samtliga av utföringsformerna bildas FGB i FGB-området 17 innan formering av lägre bainitspjälor i det lägre bainitomràdet 14 och martensitspjälor i martensitomràdet 16.

Det övre bainitomràdet (ej visat i fig. 1B) och ferrit/perlit-omràdet 19 minimeras företrädesvis eller undviks. l stålen enligt uppfinningen sker förstärkt åldring beroende på den nya kombinationen av stàlkemi och processande som beskrivs i denna beskrivning.

Bainit- och martensitbeståndsdelarna och den kvarhàllna austenitfasen av mikrolaminatmikrostrukturen är designade för att exploatera de överlägsna hållfasthetsattributen hos finkornig lägre bainit och finkornig spjälad martensit, och den överlägsna klyvningsfrakturresistansen hos kvarhållen austenit. Mikrolaminatmikrostrukturen optimeras för att väsentligen maximera slingrigheten i sprickbanan, för att därigenom förbättra sprickutbredningsresistansen och ge avsevärd mikro- strukturell seggöring.

Minoritetsbestàndsdelarna i FGB uppfinningen, dvs martensit/kvarhàllna austenitpartiklar, verkar i mångt och mycket på beskrivits ovan med hänvisning till enligt samma sätt som 10 15 20 25 525 18 868 . . . . - . mikrolaminatstrukturen för àstadkommande av förbättrad sprickutbredningsresistans. I FGB är dessutom bainitisk ferrit/bainitisk ferritgränssnitt och martensit-kvarhållna austenitpartiklar/bainitisk ferritgränssnitt högvinkelgränser som är mycket effektiva i att förbättra sprickslingrighet och därigenom sprickutbredningsresistans.

I överensstämmelse med det sagda, tillhandahålls en metod för framställning av en ultrahàllfast stàlplàt med en mikrostruktur som till övervägande delen omfattar finkornig spjälad martensit, finkornig lägre bainit, FGB eller blandningar därav, där metoden omfattar stegen: (a) värmning av ett stålämne till en återvärmningstemperatur tillräckligt hög för att (i) väsentligen homogenisera stàlämnet, (ii) lösning av väsentligen samtliga karbider och karbonitrider av niobium och vanadium i stàlämnet, och (iii) etablering av fina initiala austenitkorn i stàlämnet; (b) reduktion av stålämnet för att bilda stàlplàt i ett eller flera varmvalsningssteg i ett första temperaturintervall vari austeniter kristalliseras; (c) ytterligare reduktion av stàlplàten i ett eller flera varrnvalsningssteg i ett andra temperaturintervall under omkring Tn, temperaturen och över omkring Ara transformationstemperaturen; (d) störtkylning av stàlplàten med en kylningshastighet av minst 10°C per sekund (18°F/sekund) till en störtkylningstopptemperatur QST under omkring 550°C (1022°F), och företrädesvis över omkring 100°C (212°F), hellre transformationstemperaturen plus 100°C (180°F) och över omkring Ms och ännu företrädesvis under omkring Ms transformationstemperaturen, och (e) stoppande av nämnda störtkylning. QST kan även ligga under Ms transformations- temperaturen. I sådant fall är àldringsfenomenen enligt ovan fortfarande applicerbara på den austenit som kvarstår efter dess partiella transformation till martensit vid QST. I andra fall kan QST vara 523 868 19 omgivningstemperatur eller lägre och i sådana fall kan viss àldring ske under störtkylningen till denna QST. I en utföringsform av uppfinningen omfattar metoden därutöver steget av att tillåta stàlplàten luftkylas till omgivningstemperatur fràn QST. l ytterligare en utföringsform omfattar 5 metoden enligt uppfinningen dessutom steget av att hålla stàlplàten väsentligen isotermiskt pà QST under upptill omkring 5 minuter innan man tillåter stàlplàten luftkylas till omgivningstemperatur. I ytterligare en utföringsform, omfattar metoden enligt uppfinningen dessutom steget av làngsamkylning av stàlplàten fràn QST med en hastighet 10 lägre än omkring 1,0°C per sekund (1,8°F/sekund) under upptill omkring 5 minuter innan stàlplàten tilläts luftkylas till omgivningstemperatur. Detta processande underlättar transformation av stàlplàten till en mikrostruktur av till övervägande delen finkornig spjälad martensit, finkornig lägre bainit, FGB eller blandningar därav. 15 (Se ordlista för definition av Tn, temperatur, och Ara och Ms transformationstemperaturer).

För att tillförsäkra högre hàllfasthet än omkring 930 MPa (135 ksi) och seghet vid omgivningstemperatur och kryogen temperatur, har stål 20 enligt föreliggande uppfinning företrädesvis en till övervägande delen mikrolaminat mikrostruktur omfattande finkorning lägre bainit, finkorning spjälad martensit, eller blandningar därav och upp till omkring 10 volyms% kvarhàllna austen-itfilmskikt. Mikrostrukturen omfattar hellre minst omkring 60 volyms% till omkring 80 volyms% 25 finkorning lägre bainit, finkornig spjälad martensit eller blandningar därav. Ännu hellre omfattar mikrostrukturen minst omkring 90 volyms% finkorning lägre bainit, finkorning spjälad martensit, eller blandningar därav. Återstoden av mikrostrukturen kan omfatta kvarhàllen austenit -z--š (RA), FGB, PF, DF, AF, UB, DUB, eller liknande. För lägre hàllfasthet, canon 10 15 20 25 525 868 2o ._ ..- d.v.s. lägre än omkring 930 MPa (135 ksi) men högre än omkring 830 MPa (120 ksi), kan stålet ha en mikrostruktur omfattande till övervägande delen FGB. Återstoden av mikrostrukturen kan omfatta finkornig lägre bainit, finkornig spjälad martensit, RA, PF, DF, AF, UB, DUB, eller liknande. Det föredras att väsentligen minimera (till mindre än omkring 10 volyms%, hellre mindre än omkring 5 volym% av mikrostruktur) formeringen av skörgörande beståndsdelar såsom UB, tvinnade martensit och MA i stàlen enligt föreliggande uppfinning.

En utföringsform av uppfinningen inkluderar en metod för framställning av stàlplàt med mikrolaminat mikrostruktur omfattande omkring 2 volyms% till omkring 10 volyms% av austenitfilmskikt och omkring 90 volyms% till omkring 98 volyms% spjälor av till övervägande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit, varvid metoden omfattar stegen av: (a) värmning av ett stàlämne till en àtervärmningstemperatur tillräckligt hög för att (i) väsentligen homogenisera nämnda stàlämne, (ii) lösning av väsentligen samtliga karbider och karbonitrider av niobium och vanadium i nämnda stàlämne, och (iii) etablering av fina initiala austenitkorn i nämnda stàlämne; (b) reduktion av nämnda stàlämne för att bilda stàlplàt i ett eller flera varmvalsningssteg i ett första temperaturintervall vari austeniter rekristalliserar; (c) ytterligare reduktion av nämnda stàlplàt i ett eller flera varmvalsningssteg i ett andra temperaturintervall under omkring T", omkring Ars transformationstemperaturen; (d) störtkylning av nämda stàlplàt med temperaturen och - över en kylningshastighet av omkring 10°C per sekund till omkring 40°C per sekund (18°F/sek - 72°F/sek) till en störtkylningstopptemperatur under omkring Ms transformationstemperaturen plus 100°C (180°C) och över omkring Ms transformationstemperaturen; och (e) stoppande av 525 868 21 . » . , . . nämnda störtkylning, varvid stegen utförs så att det underlättas transformering av stàlplåten till en mikrolaminat mikrostruktur av omkring 2 volyms% till omkring 10 volyms% av austenitfilmskikt och omkring 90 volyms% till omkring 98 volyms% spjälor av till 5 övervägande delen finkornig martensit och finkornig lägre bainit.

Processande av stàlämnet (ß Sänkninq av DBTT 10 Åstadkommande av låg DBTT, d.v.s. lägre än omkring -62°C (-80°F), i basplàtens tvärriktning och i HAZ, är en nyckelfaktor vid utveckling av nya HSLA-stål för applikationer vid kryogen temperatur. Den tekniska utmaningen är att bibehålla/öka hàllfastheten i närvaro av HSLA- 15 teknologi samtidigt som man sänker DBTT, i synnerhet i HAZ.

Föreliggande uppfinning nyttjar en kombination av legering och processande för att ändra både de intrinsiska såväl som mikrostrukturella bidragen till frakturresistans på sådant sätt att man får ett làglegerat stål med utmärkta egenskaper vid kryogen temperatur 20 såväl i basplåten som i HAZ, enligt vad som kommer att beskrivas i det följande.

Mikrostrukturell seggöring exploateras i uppfinningen för att sänka basstàlets DBTT. Denna mikrostrukturella seggöring består i förfining 25 av initial austenitkornstorlek, modifiering' av kornmorfologin med termomekaniskt styrt processande (TMCP), och framställning av en mikrolaminat och/eller finkornig bainit (FGB) mikrostruktur inom de fina kornen, allt i syfte att förbättra den interfaciala arean för högvinkelgränserna per volymsenhet i stålplåten. Enligt vad o n nun u n nn n nu nn n. nn n n O _ n . n - n n n n. n n n n n n n n .n n.. ,. n - . , a . n n n n - nn n »- n n n n .. o -nn .nn .- n . n a n - n n n n a » .nn . n a .. n n. - . .. - » . . . n - a n _ _. n.. v. ., .,.. ,, . _ 22 fackmannen pà området känner, betyder ”korn” såsom detta använts i föreliggande sammanhang en enskild kristall i ett polykristallinmaterial, och "korngräns" betyder en tràng zon i en metall svarande mot övergången fràn en kristallografisk orientering till en annan, och 5 sålunda separerande ett korn fràn ett annat. "Högvinkelkorngräns" sàsom detta används i föreliggande sammanhang är en korngräns som separerar tvà intilliggande korn vars kristallograflska orienteringar skiljer sig àt med mer än 8°. "Högvinke|gräns eller gränssnitt" sàsom detta används i föreliggande sammanhang, är en gräns eller gränssnitt 10 som effektivt uppträder som en högvinkelkorngräns, d.v.s. tenderar att' avböja en sig utbredande spricka eller fraktur och inducerar sålunda slingrighet i en frakturbana.

Bidraget från TMCP till den totala interfaciala arean för 15 högvinkelgränserna per volymsenhet, Sv, definieras av följande ekvation: sv = :11-(14-12 +31» o.63(r-3o) 20 där: d är austenitkornmedelstorlek i en varmvalsad stálplàt innan valsning i det temperaturintervall vari austenit ej rekristalliserar (initial 25 austenitkornstorlek); R är reduktionsförhàllandet (ursprunglig stàlämnestjockleklslutlig stà|plàttjocklek); och ocnno 523 868 23 u a . . , _ . - . « u n r är procentreduktionen av stålets tjocklek beroende på varmvalsning i det temperaturintervall vari austenit ej rekristalliserar. lnom området är det välkänt att Sv hos ett stål ökar, DBTT minskar 5 beroende på sprickavböjning och den åtföljande slingrigheten i frakturbanan vid högvinkelgränserna. I kommersiell TMCP praxis, är värdet på R fixerat för en given plàttjocklek och den övre gränsen för värdet på r är typiskt 75. Med fixa värden på R och r, kan Sv enbart väsentligt höjas genom minskning av d, enligt vad som framgår av 10 ekvationen ovan. För att minska d i stål enligt uppfinningen används Ti- Nb-mikrolegering i kombination med optimerad TMCP-praxis. För samma totala grad av reduktion under värmevalsning/deformation, kommer ett stål med initialt finare austenitkornmedelstorlek att resultera i finare slutgiltig austenitkornmedelstorlek. Mängden av Ti-Nb- 15 tillsatser enligt uppfinningen optimeras sålunda för låg återvärmningspraxis samtidigt som man åstadkommer den önskade austenitkorntillvåxtinhiberingen under TMCP. Med hänvisning till fig. 3A, används där en relativt låg återvärmningstemperatur, företrädesvis mellan omkring 955°C och omkring 1100°C (1750°F - 2012°F), för att 20 initialt erhålla en austenitkornmedelstorlek D' av mindre än omkring 120 mikron i återvärmt stålämne 32' innan värmedeformering.

Processande enligt uppfinningen undviker den kraftiga austenitkornväxten som resulterar från användning av högre återvärmningstemperaturer, d.v.s. högre än omkring 1100°C (2012°F), 25 i konventionell TMCP. För att befrämja dynamisk rekristallisationsinducerad kornförfining, används kraftiga reduktioner per genomgång, större än omkring 10%, under varmvalsning i det temperaturintervall vari austeniten kristalliserar. Såsom framgår av fig. 3B, ger processande enligt uppfinningen en initial 523 868 24 - a . . . ' ° ' ' ' austenitkornmedelstorlek D” (d.v.s. d) av mindre än omkring 50 mikron, företrädesvis mindre än omkring 30 mikron, hellre företrädesvis mindre än omkring 20 mikron, och ännu hellre företrädesvis mindre än omkring 10 mikron, i stålåmnet 32” efter varmvalsning (deformation) i det 5 temperaturintervall vari austeniter rekristallíserar, men innan varmvalsning i det temperaturintervall vari austenit ej rekristalliserar.

För att åstadkomma effektiv kornstorleksreduktion i den genomgående tjockleksriktningen, utförs kraftiga reduktioner, företrädesvis överstigande omkring 70% kumulativt, i temperaturintervallet under 10 omkring Tn, temperaturen men över omkring Ara transformationstemperaturen. Med hänvisning till fig. 3C, framgår att TMCP enligt uppfinningen leder till formering av en långsträckt pannkaksstruktur i austenit i en färdigvalsad stålplåt 32" med mycket fin effektiv kornstorlek D”' i den genomgående tjockleksriktningen, 15 exempelvis effektiv kornstorlek D'" mindre än omkring 10 mikron, företrädesvis mindre än omkring 8 mikron, och ännu hellre företrädesvis mindre än omkring 5 mikron, och allra helst företrädesvis mindre än omkring 3 mikron, för att sålunda öka högvinkelgränsernas, exempelvis 33, interfaciala area per volymsenhet i stålplåten 32”' 20 såsom inses av fackmannen på området. (Se ordlista för definition av ”genomgående tjockleksriktning”.) För att minimera anisotropi i mekaniska egenskaper generellt och förbättra segheten och DBTT i tvärriktningen, är det av hjälp att 25 minimera pannkakaspektförhàllandet i austeniten, d.v.s. medelvärdet på förhållandet pannkakslängd till pannkakstjocklek. Genom styrning av TMCP parametrarna enligt vad som beskrivits ovan, hålls enligt uppfinningen nämnda förhållande för pannkakorna företrädesvis lägre :moon 523 868 25 ~.... 0 ~ n o a °' än omkring 100, hellre lägre än omkring 75, ännu hellre lägre än omkring 50, och allra helst lägre än omkring 25.

Ett stàl enligt uppfinningen framställs mera i detalj genom att man 5 formar ett ämne av den önskade kompositionen enligt vad som beskrivits häri; värmer ämnet till en temperatur av från omkring 955°C till omkring 1100°C (1750°F - 2012°F), företrädesvis fràn omkring 955°C till omkring 1065°C (1750°F - 1950°F); varmvalsar ämnet för att bilda stàlplåt i ett eller flera steg som ger omkring 30% till omkring 70% 10 reduktion i ett första temperaturintervall vari austenit rekristalliserar, d.v.s. över omkring Tn, temperaturen, och ytterligare varmvalsning av stàlplàten i ett eller flera steg som ger omkring 40% till omkring 80% reduktion i ett andra temperaturintervall under omkring Tn, temperaturen och över omkring Ara transformationstemperaturen. Den 15 varmvalsade stàlplàten störtkyls därefter med en kylningshastighet av minst omkring 10°C per sekund (18°F/sek) till en lämplig QST under omkring 550°C (1022°F), vid vilken tidpunkt störtkylningen avbryts.

Kylningshastigheten i störtkylningssteget är företrädesvis snabbare än omkring 10°C/sek (18°F/sek) och hellre företrädesvis snabbare än 20 omkring 20°C/sek (36°F/sek). Utan att för den skull begränsa uppfinningen, är i en utföringsform av uppfinningen kylningshastigheten omkring 10°C/sek till omkring 40°C (18°F - 72°F/sek). I en utföringsform av uppfinningen efter att störtkylningen avslutats, tillàts stàlplàten luftkylas till omgivningstemperatur fràn QST, enligt vad som 25 visats med den streckade linjen 10 i fig. 1A och i fig. 1B. l en annan utföringsform av uppfinningen och efter att störtkylning avslutats, hålls stàlplàten väsentligen isotermiskt vid QST under en tidsperiod, företrädesvis upp till omkring 5 min., och luftkyls därefter till omgivningstemperatur, vilket illustreras med de streckade linjerna 12 i sno-o 523 868 26 fig. 1A och fig. 1B. I ytterligare en utföringsform, enligt vad som visas med de streckprickade linjerna 11 i fig. 1A och fig. 1 B, làngsamkyls stàlplåten från QST med en hastighet lägre än den med luftkylning, d.v.s med en hastighet lägre än omkring 1°C per sek. (1,8°F/sek), 5 företrädesvis under upp till omkring 5 minuter.

Stálplàten kan hållas väsentligen isotermiskt pà QST med vilka som helst medel, av för fackmannen välkänt slag, exempelvis genom att en värmefilt placeras över stàlplàten. Stálplàten kan làngsamkylas med en 10 hastighet lägre än omkring 1°C/sek (1,8°F/sek) efter att störtkylning avslutats medelst något lämpligt arrangemang, av för fackmannen välkänt slag, exempelvis genom att man placerar en isolerande filt över stàlplåten. 15 Sàsom fackmannen pà området inser, betyder procentreduktion såsom detta använts i föreliggande sammanhang procentreduktion i tjocklek av stàlämnet eller plàten innan den reduktion som det refereras till.

Utan att för den skull begränsa uppfinningen, och enbart i förklarande syfte, kan ett stàlämne av omkring 254 mm (10 tum) i tjocklek 20 reduceras omkring 50% (50 procentig reduktion), i ett första temperaturintervall, till en tjocklek av omkring 127 mm (5 tum) därefter reduceras omkring 80% (80 procentig reduktion) i ett andra temperaturintervall till en tjocklek av omkring 25 mm (1 tum). Sàsom "ämne" används i föreliggande sammanhang, betyder det ett stálstycke 25 av vilka som helst dimensioner.

Stàlämnet värms företrädesvis med lämpliga medel för höjning av temperaturen i väsentligen hela ämnet, företrädesvis hela ämnet, till '=“5 den önskade àtervärmningstemperaturen, exempelvis genom placering 523 868 27 ~ 4 . . . ' ' ' e av ämnet i en ugn under en tidsperiod. Den specifika återvärmningstemperaturen som skall användas för viss stàlkomposition enligt uppfinningen kan lätt bestämmas av fackmannen på området, antingen genom experiment eller genom lämpliga 5 beräkningsmodeller. På liknande sätt kan ugnstemperaturen och den erforderliga àtervärmningstiden för att höja temperaturen l väsentligen hela ämnet, företrädesvis hela ämnet, till den önskade återvärmningstemperaturen lätt bestämmas av en fackman på området med utgångspunkt i industriella standardpublikationer. 10 Med undantag för återvärmningstemperaturen, som är applikabel för väsentligen hela ämnet, avser därefter följande temperaturer vid beskrivning av processmetoden enligt uppfinningen temperaturer mätta på ytan av stålet. Yttemperaturen hos stål kan mätas med användning 15 av exempelvis en optisk pyrometer, eller någon annan anordning lämplig för mätning av yttemperatur hos stål. De kylningshastigheter som refereras till är hastigheterna i centrum, eller väsentligen i centrum, av plåttjockleken; och störtkylningsstopptemperaturen (QST) är den högsta, eller väsentligen högsta temperatur som nås på ytan av 20 plåten, efter att störtkylningen stoppats, beroende på värme transmitterat från mittjockleken av plåten. Under processande av experimentell värmning av en stàlkomposition enligt uppfinningen, placeras exempelvis ett termoelement i centrum, eller väsentligen i centrum, av stålplåttjockleken för att mäta centrumtemperaturen, 25 medan yttemperaturen mäts med användning av en optisk pyrometer.

En korrelation mellan centrumtemperatur och yttemperatur framtas för användning under efterföljande processande av samma eller _ väsentligen samma stàlkomposition, så att centrumtemperaturen kan bestämmas via direkt mätning av yttemperaturen. Den erforderliga 523 868 28 ..., - » . . . *- temperaturen och flödet av störtkylningsfluid för ástadkommande av den önskade accelererade kylningshastigheten kan bestämmas av fackmannen på området med utgångspunkt i industriella standardpublikationer.

För vilken som helst stàlkomposition inom ramen för uppfinningen, beror den temperatur som definierar gränsen mellan rekristallisationsområdet och icke rekristallisationsområdet, Tn, temperaturen, av stålets kemi, i synnerhet kolkoncentrationen och 10 niobiumkoncentrationen, på återvärmningstemperaturen innan valsning, och på graden av reduktion som givits i valsningsstegen.

Fackmannen på området kan ange denna temperatur för ett visst stål enligt uppfinningen antingen genom experiment eller genom modellberäkning. På liknande sätt kan Ara och Ms 15 transformationstemperaturerna som hänvisats till i föreliggande sammanhang bestämmas av fackmannen på området för vilket som helst stål enligt uppfinningen antingen genom experiment eller modellberäkning. 20 Den sålunda beskrivna TMCP praxis leder till ett högt värde på Sv.

Med hänvisning återigen till fig. 2B, ökar dessutom den mikrolaminatmikrostruktur som skapats under àldringen ytterligare den interfaciala arean genom att ge ett stort antal högvinkelgränssnitt 29 mellan spjälorna 28 av lägre bainit och spjälad martensit och de 25 kvarhàllna austenitfilmskikten 30. Alternativt, och med hänvisning till fig. 2C, ökar i en annan utföringsform av uppfinningen den FGB mikrostruktur som skapas under åldring ytterligare den interfaciala arean genom att ge ett stort antal högvinkelgränssnitt 27, i vilka 'P5 korngränsen, d.v.s. gränssnittet, separerar två intilliggande korn vars nano: 10 15 20 25 ~..__ - - > Q o ' kristallografiska orienteringar typiskt skiljer sig mer än omkring 15°, mellan korn av bainitisk ferrit 21 och partiklar av martensit och kvarhàllen austenit 23 eller mellan intilliggande korn av bainitisk ferrit 21. Dessa mikrolaminat och FGB-konfigurationer, enligt vad som schematiskt visas i fig. 2B resp. 2C, kan jämföras med den konventionella kvarhållna austenitfilmskikt, enligt vad som visas i fig. 2A. Den i fig. 2A bainit/martenitspjälstrukturen utan interspjälade schematiskt visade konventionella strukturen kännetecknas av làgvinkelgränser 20 (d.v.s. gränser som* effektivt uppträder som Iàgvinkelkorngränser (se ord|ista)), exempelvis mellan spjälor 22 av till övervägande delen lägre bainit och martensit; och sålunda, sà snart en 24 initierats, kan denna klyvningsspricka fortskrida genom spjälgränserna 20 med lite ändring i riktning.

Mikrolaminatmikrostrukturen i stàlen enligt uppfinningen ger till skillnad häremot, och enligt vad som illustrerats i fig. 2B, avsevärd slingrighet i sprickbanan. Detta beror på att en spricka 26 som initieras i en spjäla 28, exempelvis av lägre bainit eller martensit, exempelvis kommer att tendera att ändra plan, d.v.s. högvinkelgränssnitt 29 med kvarhållna austenitfilmskikt 30 beroende på de olika orienteringarna av klyvnings- och slipplanen i bainit- och martensitbestàndsdelarna och den kvarhållna austenitfasen. De kvarhållna austenitfilmskikten 30 ger dessutom uppbromsning av den sig utbredande Yfieffigafe energiabsorption innan sprickan 26 utbreder sig genom de kvarhållna austenitfilmskikten 30. Uppbromsníngen av olika anledningar. Först och främst, uppvisar FCC (enligt vad som definieras häri) kvarhàllen austenit DBTT uppträdande och skjuvprocesser förblir sprickutbredningsmekanismen. När ändra riktningar, i varje sprickan 26, vilket resulterar i uppkommer den enda belastningen/pàkänningen överstiger ett visst högre värde vid 10 15 20 25 523 868 30 spricktoppen, kan för det andra den metastabila austeniten genomgå en stress eller pàkänningsinducerad transformation till martensit ledande till TRansformation lnduce Plasticity (TRIP). TRIP kan medföra avsevärd energiabsorption och sänka spricktoppàkänningsintensiteten.

Spjälad martensit som bildas från TRIP-processen har slutligen en annan orientering av klyvnings- och slipplanet jämfört med de pre- existerande bainit- och spjälade martensitbestàndsdelarna, vilket gör sprickbanan mera slingring. Nettoresultatet blir enligt vad som visas i fig. 2B att resistansen mot sprickutbredning avsevärt förbättras i mikrolaminatmikrostrukturen. Med hänvisning återigen till fig. 2C, fås liknande effekter pà sprickavböjning och slingrighet som diskuteras i sammanhang med mikrolaminatmikrostrukturen i fig. 2B, enligt vad som illustreras med sprickan 25 i fig. 2C, med FGB mikrostrukturen enligt föreliggande uppfinning.

De lägre bainit/kvarhàllna austenit eller spjälad martensit/kvarhållna austenit gränssnitten i mikrolaminatmikrostrukturer av stàl enligt uppfinningen och de bainitiska ferritkorn/bainitiska ferritkorn eller bainitiska kvarhàllna austenitpartikelgränssnitten i FGB-mikrostrukturer hos stàl enligt ferritkorn/martensitiska och föreliggande uppfinning har utmärkta interfaciala bindningsstyrkor.

Detta tvingar sprickavböjning snarare än interfacial frigöring. Den finkorniga spjälade martensiten och finkorniga lägre bainiten uppträder som paket med höga vinkelgränser mellan paketen. Ett flertal paket är utbildade inom en pannkaka. Detta ger ytterligare grad av strukturell förfining ledande till förbättrad slingrighet för sprickutbredning genom dessa paket inom pannkakan. Detta leder till substantiell ökning av Sv och sålunda sänkning av de DBTT. 10 15 20 25 523 868 31 l» nu: Även om de ovan beskrivna mikrostrukturella ansatserna är användbara för sänkning av DBTT i basstålplàten, är de ej fullt effektiva för bibehållande av tillräckligt låg DBTT i grovkorniga områden av svetsen HAZ. Uppfinningen tillhandahåller sålunda en metod för att bibehålla tillräckligt låg DBTT i de grovkomiga områdena av svetsen HAZ med utnyttjande av intrinsiska effekter från legeringsämnen, enligt vad som beskrivs i det följande.

Ledande ferritiska stål för kryogen temperatur är vanligtvis baserade på kubiskt (BCC) kristallgitter. kristallsystem erbjuder potential för åstadkommande av höga kroppscentrerat Även om detta hållfastheter med låg kostnad, lider det från en brant övergång från duktil till sprödfrakturuppträdande då temperaturen sänks. Detta kan fundamentalt tillskrivas den starka känsligheten hos de kritiskt utlösta skjuvpåkänningarna (CRSS) (enligt definitionen häri) för temperatur i BCC-systemen, där CRSS stiger brant med minskning i temperatur och därigenom gör skjuvningsprccesserna och duktilfraktur svårare. Å andra sidan är den kritiska påkänningen för skörfrakturprocesser, exempelvis klyvning, mindre känslig för temperatur. Då sålunda temperaturen sänks, blir klyvning det favoriserade fraktursättet, vilket leder till påbörjan av lågenergisprödfraktur. CRSS är en intrinsisk egenskap hos stål och är känsligt för den lätthet varmed dislokationer kan tvärglida vid deformation; d.v.s. ett stål där cross slip är lättare kommer även att ha låg CRSS och sålunda låg DBTT. Vissa ytcentrerade kubiska (FCC) stabilisatorer såsom Ni är kända att befrämja cross slip, medan BCC-stabiliserande legeringsämnen såsom Si, Al, Mo, Nb och V, ej uppmuntrar cross slip. Innehållet av FCC- stabiliserande legeringsämnen, såsom Ni och Cu, är i föreliggande uppfinning företrädesvis optimerat med hänsyn tagen till kostnader och 10 15 20 25 523 868 32 -« -.u den fördelaktiga effekten för sänkning av DBTT, med Ni-legering med företrädesvis minst omkring 1 vikts% och hellre minst omkring 1, 5 vikts%; och innehållet av BGC-stabiliserande legeringsämnen i stålet väsentligen minimerat.

Som resultat av den intrinsiska och mikrostrukturella seggöringen som resulterar från den unika kombinationen av kemi och processande av stål enligt uppfinningen, har stålen utmärkt seghet vid kryogen temperatur i bàde basplåten i tvärriktningen och HAZ efter svetsning.

DBTT i bàde basplåten och HAZ efter svetsning av dessa stål är lägre än omkring -62°C (-80°F) och kan vara lägre än omkring -107°C (-160°F). (2) Sträckhållfasthet hQgLe än omkrinq 830 MPa (120 ksi) och tgcksektionkapabilitet Hållfastheten hos kolinnehållet i spjälad martensit och lägre bainit. l de làglegerade stålen enligt föreliggande uppfinning utförs åldring för att producera kvarhàllet austenitinnehåll i stàlplàten av företrädesvis upp till omkring 10 volyms%, hellre omkring 1 volyms% till omkring 10 volyms%, och ännu hellre företrädesvis omkring 1 volyms% till omkring 5 volyms%.

Ni- och Mn-tillsatser av omkring 1,0 vikts% till omkring 3,0 vikts% och av upp till omkring 2,5 vikts% (företrädesvis omkring 0, 5 vikts% till mikrolaminatstrukturen bestäms primärt av omkring 2, 5 viks%), respektive, föredras särskilt för àstadkommande av den önskade volymfraktionen av austenit och fördröjningen i bainitstart för åldring. Koppartillsatser av företrädesvis omkring 0, 1 vikts% till omkring 1,0 vikts% bidrar även till stabiliseringen av austenit under åldring. 10 15 20 25 523 868 33 Med föreliggande uppfinning erhålls den önskade hållfastheten med relativt làgt kolinnehåll med åtföljande fördelar av svetsbarhet och utmärkt seghet i både basstålet och i HAZ. Ett minimum av omkring 0,03 vikts% C föredras i legeringen i sin helhet för àstadkommande av sträckhållfastheter högre än omkring 830 MPa (120 ksi). Även om legeringsämnen, andra än C, i stål enligt uppfinningen är väsentligen utan konsekvens vad gäller maximalt erhàllbar hållfasthet i stålet, är sådana ämnen önskvärda för att ge den önskade tjocksektionskapabiliteten och hållfasthet för plàttjocklek lika med eller större än omkring 25 mm (1 tum) och för ett intervall av kylningshastigheter önskvärda för flexibilitet i processandet. Detta är viktigt eftersom den faktiska kylningshastigheten i mittsektionen av en tjockplåt är lägre än den vid ytan. Ytans och centrums mikrostrukturer kan sålunda vara helt olika såvida stålet ej designas för att eliminera dess känslighet för differensen i kylningshastighet mellan ytan och centrum av plåten. Mn- och Mo-legeringstillsatser, och i synnerhet de kombinerade tillsatserna Mn, Mo och B, är i detta avseende särskilt effektiva. I uppfinningen optimeras dessa tillsatser för hàrdgörbarhet, svetsbarhet, låg DBTT och kostnadsfaktorer. Vad gäller sänkning av DBTT, är det enligt vad som tidigare nämnts i denna beskrivning väsentligt att de totala BCC-Iegeringstillsatserna hålls på ett minimum.

De föredragna kemiska målen och intervallen är satta att möta dessa och andra krav från uppfinningen.

För att erhålla hållfasthet och tjocksektionskapabilitet för stål enligt uppfinningen med plåttjocklekar lika med eller större än omkring 25 mm, är NC, en faktor definierad av stålets kemi enligt vad som visas i 10 15 20 25 525' 868 34 det följande, företrädesvis i intervallet fràn omkring 2,5 till omkring 4,0 för stål med effektiva B-tillsatser, och hellre i intervallet fràn omkring 3,0 till omkring 4,5 för stål med inget tillsatt B. För B-innehållande stål enligt uppfinningen är NC företrädesvis högre än omkring 2,8, ännu hellre företrädesvis högre än omkring 3,0. För stål enligt uppfinningen utan tillsatt B, är NC företrädesvis högre än omkring 3,3 och ännu hellre företrädesvis högre än omkring 3,5. Stål med NC i den höga änden av det föredragna intervallet, d.v.s. större än omkring 3,0 för stål med effektiva B-tillsatser och 3,5 för stål utan tillsatt B, resulterar enligt uppfinningen när de processas enligt syftena för denna i en till övervägande delen mikrolaminatmikrostruktur omfattande finkorning lägre bainit, finkorning spjälad martensit, eller blandningar därav, och upp till omkring 10 volyms% kvarhållna austenitfilmskikt. Stål med höga NC i den lägre änden av det ovan visade föredragna intervallet tenderar à andra sidan att bilda till övervägande delen FGB-mlkrostruktur.

NC = 12,0*C + Mn + 0,8*Cr + 0,15* (Ni + Cu) + 0,4*Si + 2,0*V + 0,7*Nb + 1,5*Mo, där C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo representerar sina respektive vikts% i stålet.

L3) Överlägsen svetsbarhet vid svetsning med låg tillförsel av värme Stàlen enligt uppfinningen är designade för överlägsen svetsbarhet.

Det viktigaste, i synnerhet vid svetsning med låg tillförsel av värme, är kallsprickning eller vätesprickning i det grovkorniga HAZ. För stål enligt uppfinningen har man funnit att känsligheten för kallsprickning kritiskt påverkas av kolinnehållet och typen av HAZ-mikrostruktur, ej av hårdheten och kolekvivalenten, vilket tidigare antagits vara de kritiska parametrarna. För att undvika kallsprickning när stålet skall svetsas 523 868 35 .. " - - . . . . ' “° med ingen eller ringa förvärmning (lägre än omkring 100°C (212°F)), är den föredragna övre gränsen för koltillsats omkring 0,1 vikts%. Utan att för den skull begränsa uppfinningen på något sätt, betyder "svetsning med låg tillförsel av värme" svetsning med bågenergier av upp till 5 omkring 2,5 kilojoule per mm (kJ/mm) (7,6 kJ/tum).

Lägre bainit eller autotempererade spjälade martensitmikrostrukturer erbjuder överlägsen resistans mot kallsprickning. Andra legeringsämnen i stålen enligt uppfinningen är omsorgsfullt 10 balanserade, i överensstämmelse med krav på hårdgöringsbarhet och hàllfasthet, för tillförsäkran av formeringen av dessa önskvärda mikrostrukturer i det grovkorniga HAZ.

Legeringsämnenas roll i stålämnet 15 Rollen för de olika legeringsämnena och de föredragna gränserna för deras koncentrationer i föreliggande uppfinning givs nedan: Kol (C) är ett av de mest effektiva hàllfasthetsökande ämnena i stål. 20 Det kombinerar även med starka karbidbildare i stålet, såsom Ti, Nb och V för att ge korntillväxtinhibering och precipitationförstärkning. Kol förbättrar även hàrdgörbarheten, d.v.s. möjligheten att bilda hårdare och starkare mikrostrukturer i stålet under kylning. Om kolinnehållet är lägre än omkring 0,03 vikts%, är det vanligtvis ej tillräckligt för att 25 inducera den önskade hållfasthetsökningen, exempelvis högre än omkring 830 MPa (120 ksi) sträckhållfasthet i stålet. Om kolinnehållet är högre än omkring 0,12 vikts% är stålet vanligtvis känsligt för kallsprickning under svetsning, och segheten reduceras i stàlplåten och °="5 dess HAZ vid svetsning. Kolinnehåll i intervallet från omkring 0,03 523 868 se n.. ... - o ø | ø '° vikts% till omkring 0,12 vikts% föredras för att framställa de önskade HAZ-mikrostrukturerna, nämligen autotempererad spjälad martensit och lägre bainit. Den övre gränsen för kolinnehållet är ännu hellre företrädesvis omkring 0,07 vikts%.

Mangan (Mn) är en matrisförstärkare i stål och bidrar även starkt till hàrdgörbarheten. Mn är en billig nyckellegeringstillsats för att befrämja mikrolaminatmikrostrukturen och förhindra för mycket FGB i tjocksektionplàtar vilket kan leda till reduktion i hàllfasthet. Mn-tillsats 10 används för att erhålla den önskade bainittransformationsfördröjningstiden som erfordras för åldring. Ett minimiinnehåll av 0,5 vikts% Mn föredras för åstadkommande av den önskade höga hàllfastheten i plåttjocklekar överstigande omkring 25 mm (1 tum), och ett minimum av minst omkring 1,0 vikts% Mn föredras 15 ännu hellre. Mn-tillsatser av minst omkring 1,5 vikts% föredras ännu hellre för hög plàthållfasthet och flexibilitet iprocessandet eftersom Mn har en dramatisk effekt på hårdgörbarheten vid låga C-nivåer mindre än omkring 0,07 vikts%. För mycket Mn kan emellertid vara skadligt för seghet, sà att en övre gräns av omkring 2,5 vikts% Mn föredras i 20 föreliggande uppfinning. Denna övre gräns föredras även för att väsentligen minimera centrumlinjesegregation som tenderar att uppkomma i kontinuerligt gjutna stål med högt Mn och åtföljande dåliga mikrostruktur och seghetsegenskaper i centrum av plåten. Den övre gränsen för Mn-innehållet är hellre företrädesvis omkring 2,1 vikts%. 25 Om nickelinnehållet höjs till över omkring 3 vikts%, kan den önskade höga hàllfastheten erhållas med små tillsatser av mangan. Mangan upp till omkring 2,5 vikts% föredras sålunda i bred mening. annan unaoo 10 15 20 25 523 868 37 -. . ~ .. . _ n | - . o ' Kisel (Si) tillsätts stålet för att deoxidera och ett minimum av omkring 0,01 vikts% föredras för detta ändamål. Si är emellertid en stark BCC- stabiliserare och höjer sålunda DBTT och har även meniig effekt på segheten. När sålunda Si tillsätts, föredras av dessa skäl en övre gräns omkring 0,5 vikts% Si. Den övre gränsen för Si-innehållet är företrädesvis omkring 0,1 vikts%. Kisel är ej alltid erforderligt för deoxidering eftersom aluminium eller titan kan utföra samma funktion.

Niobium (Nb) tillsätts för att befrämja kornförfining i den valsade mikrostrukturen hos stålet, vilket förbättrar både hållfasthet och seghet.

Niobiumkarbidutfällning under varmvalsning tjänar till att retardera rekristallisering och inhibera korntillväxt, och ger därigenom medel för förfining av austenitkorn. Av dessa skäl föredras minst omkring 0,02 vikts% Nb. Nb är emellertid en stark BCC-stabiliserare och höjer sålunda DBTT. För mycket Nb kan vara skadligt för svetsbarheten och HAZ-seghet, innebärande att ett maximum omkring 0,1 vikts% föredras. Den övre gränsen för Nb-innehàllet är ännu hellre företrädesvis omkring 0,05 vikts%.

Titan (Ti), när detta tillsätts i en liten mängd är det effektivt vad gäller bildning av fina titannitrid (TiN) partiklar som förfinar kornstorleken i både den valsade strukturen och stålets HAZ. Stàlets seghet förbättras sålunda. Ti tillsätts i sådan mängd att viktsförhållandet Ti/N företrädesvis är omkring 3,4. Ti är en stark BCC-stabiliserare och höjer därmed DBTT. För mycket Ti tenderar att förstöra stålets seghet genom att det bildas grövre TiN eller titankarbidpartiklar (TiC). Ett Ti- innehåll under omkring 0,08 vikts% kan vanligtvis ej ge tillräckligt fin kornstorlek eller knyta upp N i stålet i form av TiN eftersom mer än omkring 0,03 vikts% kan medföra försämring av seghet. Stålet 10 15 20 25 523 868 se - | . . . “ ' I ~ . innehåller hellre företrädesvis minst omkring 0,01 vikts% Ti och ej mer än omkring 0,02 vikts% Ti. tillsätts stålet enligt uppfinningen i syfte att ge deoxidering. Minst omkring 0,001 vikts% Al föredras för detta syfte, och minst omkring 0,005 vikts% Al är ännu mera föredraget. Al knyter upp kväve som lösts i HAZ. Al är emellertid en stark BCC-stablliserare och höjer därmed DBTT. Om AI-innehållet är för högt, d.v.s. över omkring 0,05 vikts%, finns tendens till bildning av aluminiumoxid (Al2O3) typ inneslutningar, vilket tenderar vara skadligt för segheten hos stålet och dess HAZ. Den övre gränsen för Al-innehållet är ännu hellre företrädesvis omkring 0,03 vikts%.

Molybden (Mo) ökar hårdgörbarheten av stål vid direkt störtkylning. i synnerhet i kombination med boron och niobium. Mo är även önskvärd för att befrämja åldring. Av dessa skäl föredras minst omkring 0,1 vikts% Mo, och minst omkring 0,2 vikts% Mo är ännu äldre föredraget.

Mo är dessutom en stark BCC-stabiliserare och höjer därmed DBTT.

För mycket Mo hjälper till att orsaka kallsprickning vid svetsning och tenderar även att försämra segheten i stålet och HAZ, innebärande att ett maximum av omkring 0,8 vikts% föredras, och ett maximum av omkring 0,4 vikts% Mo är ännu hellre föredraget. I bred mening föredras sålunda upp till omkring 0,8 vikts% Mo.

Krom (Cr) tenderar att öka hårdgörbarheten av stål vid direkt störtkylning. I små tillsatser leder Cr till stabilisering av austenit. Cr förbättrar även korrosionsresistans och väteinducerad sprickbildningsresistans (HIC). Pà samma sätt som med Mo, tenderar för mycket Cr att orsaka kallsprickning i svetsar, och tenderar att :nano 10 15 20 25 523 868 se _ --.. . . . . . ' ' -~ försämra segheten i stålet och dess HAZ, så att när Cr tillsätts föredras ett maximum av omkring 1,0 vikts% Cr. När Cr tillsätts föredras hellre ett Cr-innehåll av omkring 0,2 vikts% till omkring 0,6 vikts%.

Nickel (Ni) är en viktig legeringstillsats till stål enligt uppfinningen för att erhålla önskad DBTT, i synnerhet l HAZ. Det är en av de starkaste FCC-stabilisatorerna i stål. Ni-tillsats till stål förbättrar cross slip och sänker därmed DBTT. Även om ej i samma utsträckning som Mn- och Mo-tillsatser, befrämjar Ni-tillsats till stål även hàrdgörbarhet och därmed uniformitet i genomgående tjocklek i mikrostrukturen samt egenskaper såsom hàllfasthet och seghet, i de tjocka sektionema. Ni- att erhålla den bainittransformationsfördröjningstiden för åldring. För erhållande av tillsats är även användbar för önskade önskad DBTT i svetsen HAZ, är minimiinnehàllet av Ni företrädesvis omkring 1,0 vikts%, hellre företrädesvis omkring 1,5 vikts%, och ännu hellre företrädesvis 2,0 vikts%. Eftersom Ni är ett dyrt legeringsämne, är Ni-innehållet i stål företrädesvis lägre än omkring 3,0 vikts%, hellre mindre än omkring 2,5 vikts%, ännu hellre företrädesvis lägre än omkring 2,0 vikts%, och allra helst företrädesvis lägre än omkring 1,8 vikts% för att väsentligt minimera stålets kostnad.

Koppar (Cu) är en önskad legeringstillsats för att stabilisera austenit för produktion av mikrolaminatmikrostrukturen. Företrädesvis minst omkring 0,1 vikts%, hellre företrädesvis minst omkring 0,2 vikts% Cu tillsätts för detta syfte. Cu är även en FCC-stabiliserare i stål och kan i små mängder bidra till sänkning av DBTT. Cu är även av fördel för korrosions- och HIC-resistans. I större mängder inducerar Cu för mycket utfällningshàrdgöring via e-kopparutfällningar. Denna utfällning, om den ej på rätt sätt kontrolleras, kan reducera segheten och höja Queen 10 15 20 25 523 868 4o DBTT både i basplåten och HAZ. Högre Cu kan även medföra förskörning under gjutning av ämnet och varmvalsning, vilket för åtgärd kräver samtidiga tillsatser av Ni. Av ovannämnda skäl föredras en övre gräns av omkring 1,0 vikts% Cu, och en övre gräns av omkring 0,5 vikts% föredras ännu hellre. I bred mening föredras sålunda upp till omkring 1,0 vikts% Cu.

Boron (B) i smà kvantiteter kan i stor utsträckning öka hårdgörbarheten billigt stålmikrostrukturer av lägre bainit och spjälad martensitmikrostrukturer av stål på mycket sätt och befrämja bildandet av även i tjocka (z 25 mm) plåtsektioner, genom undertryckning av bildning av ferrit, övre bainit och FGB, både i basplåten och den grovkorniga HAZ. Vanligtvis erfordras minst omkring 0,0004 vikts% B för detta syfte. När boron tillsätts stålen enligt uppfinningen, föredras från omkring 0,0006 vikts% till omkring 0,0020 vikts%, och en övre gräns av omkring 0,0015 vikts% är ännu bättre. Boron behöver emellertid ej vara en erforderlig tillsats om annan legering i stålet ger adekvat hàrdgörbarhet och den önskade mikrostrukturen.

Beskrivning och exempel pà stål enligt uppfinningen En 300 lb. smälta av var och en av de i tabell ll angivna kemiska legeringarna vakuuminduktionssmältes (VIM), göts till antingen runda stänger eller plàtämnen med minst 130 mm tjocklek och smiddes eller svarvades därefter till 130 mm gånger 130 mm gånger 200 mm långa plàtämnen. Ett av de runda VIM ämnena återsmältes därefter med vakuumljusbåge (VAR) till ett runt ämne och smiddes till ett plàtstycke.

Plåtstyckena TMCP processades i en laboratorieanläggning enligt vad v.. . . . . . _ _ 523 868 41 som beskrivs nedan. Tabell H visar den kemiska kompositionen hos de legeringar som användes för TMCP processen.

TABELL || 5 Legenng A1 A2 A3 A4 A5 smälta v|M v|M v|M + VAR v|M v|M C (vikts%) 0,063 0,060 0,053 0,040 0,037 Mn (vikts%) 1,59 1,49 1,72 1,69 1,65 Ni (vikts%) 2,02 2,99 2,07 3,30 2,00 Mo (vikts%) 0,21 0,21 0,20 0,21 0,20 Cu (vikts%) 0,30 0,30 0,24 0,30 0,31 Nb (vikts%) 0,030 0,032 0,029 0,033 0,031 si (vikts%) 0,09 0,09 0,12 0,06 0.09 Ti (vikts%) 0,012 0,013 0,009 0,013 0,010 A| (vikts%) 0,011 0,015 0,001 0,015 0,006 B (ppm) 10 10 13 11 9 O (ppm) 15 16 6 15 14 s (ppm) 16 16 16 17 16 N (ppm) 16 20 21 v 22 23 10 TABELL ll fortsättning Legenng A1 A2 A3 A4 A5 * P (ppm) 20 20 20 20 20 Cr (vikts%) -- -- -- 0.05 0.19 annan onan- 523 868 42 NC 3,07 3,08 3,11 2,94 Plàtämnena àtervärmdes först till ett temperaturintervall från omkring 1000°C till omkring 1050°C (1832°F till omkring 1922°F) under omkring 1 timma innan start av valsning enligt det TMCP-schema som visas i tabell ll I : TÅBE LL ||| Passage Tjocklek (mm) Temperatur, °C Efter passage A1 A2 A3 A4 A5 0 1 30 1007 1005 1000 999 1051 1 1 17 973 973 971 973 973 2 100 963 962 961 961 961 Fördröjning, vrid stycket på sidan 3 85 870 868 868 868 867 4 72 860 855 856 858 857 5 61 850 848 847 847 833 6 51 840 837 837 836 822 7 43 834 827 827 828 810 8 36 820 815 804 816 791 9 30 81 O 806 788 806 770 10 25 796 794 770 796 752 QST (°C) 217 187 177 189 187 Kylningshastighet till QST (°C/s) 29 28 25 28 25 TABELL ||| førtsättning ana-a 10 15 20 25 523 868 43 . . . , _ _ Kylning från QST till omgivningen ----- omgivningsluft kall ----- -- Pannkakstjocklek, mikron 2,41 3,10 2,46 2,88 2,7 (mätt vid 'A av plåttjockleken Med användning av de i tabell lll visade föredragna TMCP processandet är mikrosstrukturen hos plàtproven A1 - A4 till delen mikrolaminatmikrostruktur med upp till omkring 2,5 volyms% kvarhàllna austenitskikt vid beståndsdelarna i mikrostrukturen är olika i dessa prover, A1 - A4, övervägande finkornig spjälad martensit bildande en martensitspjälgränser. De andra smärre men inkluderade mindre än omkring 10 volyms% finkornig lägre bainit och från omkring 10 till omkring 25 volyms% FGB.

Sträckhållfastheten i tvärriktningen och DBTT för plàtarna i tabellerna ll och lll finns summerat i tabell IV. Sträckhàllfastheterna och DBTT som finns summerade i tabell IV mättes i tvärriktningen, d.v.s. en riktning som ligger i planet för valsning, men vinkelrätt mot plàtens valsningsriktning, varvid de långa dimensionerna av sträckhållfasthetstestprovet och Charpy V-Notch-teststången var väsentligen parallella med denna riktning med sprickutbredningen väsentligen vinkelrätt mot nämnda riktning. En avsevärd fördel med uppfinningen är möjligheten att erhålla DBTT-värdena summerade i tabell IV i tvärriktningen på det i den föregående meningen beskrivna sättet. l fig. 4 visas en elektrontransmissionsmikrograf som avslöjar mikrolaminatmikrostrukturen i en stàlplåt identifierad som A3 i tabell ll.

Den i fig. 4 illustrerade mikrostrukturen omfattar till övervägande delen spjälad martensit 41 med tunna kvarhàllna austenltfilmer 42 vid flertalet av martensitspjälgränserna. Fig. 4 representerar den till övervägande delen mikrolaminatmikrostrukturen hos A1 - A4 stålen enligt uppfinningen i tabellerna ll - IV. Denna mikrostruktur ger höga 10 15 20 523 868 44 hàllfastheter (tvärled) av omkring 1000 MPa (145 ksi) och högre med utmärkt DBTT i tvärriktningen, enligt vad som visas i tabell IV.

TABELL IV Lesefing A1 A2 A3 A4 As sträckhåiifasthet, MPa (ksi) 1000 1000 1115 1035 915 (145) (154) (162) (150) (133) DBTT, °C (°F) -117 -133 -164 -140 -111 (-179) (-207) (-263) (-220) (-168) Utan att för den skull begränsa uppfinningen, svarar de i tabell IV givna DBTT-värdena till den 50% energitransitionstemperatur som experimentellt fastlades från Charpy-V-Notch-impact-testet enligt ASTM- specifikationen E-23, och såsom fackmannen på omrâdet väl känner.

Charpy-V-Notch-impact-testet är ett välkänt test för mätning av ståls seghet. Med hänvisning till tabell ll, uppvisar stàlplàten A5, med lägre NC än plåtarna A1 - A4, en till övervägande delen FGB-mikrostruktur, vilket förklarar den lägre hållfastheten i detta plàtprov. Omkring 40 vo|yms% finkomig spjälad martensit ses i denna plàt. I fig. 5 visas en elektrontransmissionsmikrograf (TEM) utvisande FGB-mikrostrukturen i stålplàt identifierad som A5 i tabell ll. FGB är ett aggregat av bainitisk ferrit 51 (huvudfas) och martensit/kvarhàllna austenitpartiklar 52 (minoritet). Fig. 5 visar en TEM-mikrograf utvisande den ekviaxiala FGB-mikrostrukturen ferrit 51 och martensit/kvarhàllna vissa utföringsformer av stàl enligt uppfinningen. standardprocedurer sådana dessa finns beskrivna i omfattande bainitisk austenitpartiklar 52 som finns i 10 15 20 25 523 868 45 (4) Föredraqen stålkomposition när värmebehandlinq (PWHT) fordras efter svetsning.

PWHT utförs vanligtvis vid höga temperaturer, exempelvis högre än omkring 540°C (1000°F). Den termiska exponeringen från PWHT kan leda till förlust av hållfasthet i basplàten såväl som i svetsen HAZ beroende på mjukgörning av den mikrostruktur som är associerad med (d.v.s. processandet) och grovgörning av cementitpartiklar. För att övervinna àtervinningen av substruktur förlust av fördelar med detta modifieras basstàlkemin enligt vad som beskrivits ovan företrädesvis genom tillsats av liten mängd av vanadium. Vanadium tillsätts för att ge precipitationsförstärkning genom bildning av fina vanadiumkarbid (VC) partiklari basstålet och HAZ efter PWHT, Denna förstärkning är designad att eliminera väsentligen den hàllfasthetsförlust som uppkommer efter PWHT. För kraftig VC- förstärkning skall emellertid undvikas eftersom sådan kan degradera segheten och höja DBTT både i basplàten och dess HAZ. Av dessa skäl föredras i föreliggande uppfinning en övre gräns av omkring 0,1 vikts% för V. Den nedre gränsen är företrädes omkring 0,02 vikts%, hellre tillsätts omkring 0,03 vikts% till omkring 0,05 vikts% V till stålet.

Denna uppstegningskombination av egenskaper i stål enligt uppfinningen ger en användbar teknologi av låg kostnad för vissa operationer vid kryogen temperatur, exempelvis lagring och transport av naturgas vid låga temperaturer. Dessa nya stål kan ge avsevärda materialbesparingar för applikationer vid kryogen temperatur jämfört med kommersiella kända stål, som vanligtvis kräver mycket högre nickelinnehàll (upp till omkring 9 vikts%) och är av mycket lägre hållfastheter (lägre än omkring 830 MPa (120 ksi). Kemi och nun-n 10 15 20 25 523 868 46 mikrostrukturdesign användes för att sänka DBTT och ge tjocksektionskapabilitet för sektlonstjocklekar överstigande omkring 25 mm (1 tum). Dessa nya stål har företrädesvis nickelinnehàll lägre än omkring 3, 5 vikts%, sträckhållfasthet högre än omkring 830 MPa (120 ksi), företrädesvis högre än omkring 860 MPa (125 ksi), och ännu hellre företrädesvis högre än omkring 900 MPa (130 ksi), och allra helst företrädesvis högre än omkring 1000 MPa (145 ksi); duktil till skörövergångstemperaturer (DBTT) för basmetall i tvärriktningen under omkring -62°C (-80°F), företrädesvis under omkring -73°C (-80°F), hellre företrädesvis under omkring -100°C (-150°F), ännu hellre företrädesvis under omkring -123°C (-190°F); och erbjuder utmärkt seghet vid DBTT. Dessa nya stàl kan ha en sträckhållfasthet högre än omkring 930 MPa (135 ksi) eller högre än omkring 965 MPa (140 ksi), eller högre än omkring 1000 MPa (145 ksi). Nickelinnehàll i detta stål kan höjas till över omkring 3 vikts% om så önskas för att förbättra prestanda efter svetsning. Varje 1 vikts% tillsats av nickel förväntas sänka DBTT i stålet med omkring 10°C (18°F). Nickeinnehàllet är företrädesvis lägre än 9 vikts%, hellre företrädesvis lägre än omkring 6 vikts%. Nickelinnehållet minimeras företrädesvis för att minimera stålets kostnad. Även om uppfinningen beskrivits i termer av en eller flera utföringsformer, inses att andra modifikationer kan göras utan att uppfinningstanken fràngàs, sådan den är definierad i de bifogade kraven. 10 15 20 25 523 868 47 Ordlista A01 transformationstemperatur Aca transformationstemperatur AF: A|2O3f Ar3 transformationstemperatur: BCC: cementit: kylningshastighet: A4 ...a den i temperatur vid vilken austenit börjar att bildas under värmning; vid vilken ferrit till austenit är fullbordad under den temperatur transformation av värmning; acikular ferrit; aluminiumoxid; den temperatur vid vilken austenit börjar att transformera till ferrit under kylning; kroppscentrerat kubiskt; järnrik karbid; kylningshastighet i centrum, eller väsentligen i centrum, av plàttjockleken; 'IOOII Û In ' I ~ 1 1 . n .. .- nan u-n ._ _ * ~ a _” _ ^ ~ fl-a. ;--.. .. ,. “__ - 4 H n.. 48 CRSS (critical resolved shear stress): intrinsisk egenskap hos ett stål, känslig för den lätthet varmed dislokationer kan cross slip vid 5 deformation, d.v.s. ett stål i vilket cross slip är lättare kommer även att ha lägre CRSS och sålunda låg DBTT; 10 kryogentemperatur: vilken som helst temperatur lägre än omkring -40°C (-40°F); DBTT (duktil till skörövergångs- temperatur): avgränsar de två frakturregimer 15 i strukturella stål; vid temperaturer under DBTT, tenderar fel att uppkomma genom làgenergiklyvning (skörfraktur), medan vid 20 temperaturer över DBTT, tenderar fel att uppkomma genom högenergiduktilfraktur; DF: deformerad ferrit; 25 DUB: degenererad övre bainit; effektiv kornstorlek: såsom detta använts i föreliggande uppfinning, avses 10 15 20 25 FCC: FGB (finkornig bainit): korn: korngräns: 523 868 49 -fl nu austenitpannkaksmedeltjocklek vid fullbordan av valsning i TMCP enligt uppfinningen och paketmedelbredd eller kornmedelstorlek vid fullbordande av transformation av austenitpannkakorna till paket av mikrolaminiatstruktur resp. FGB; ytcentrerat kubiskt; sådant detta används i föreliggande uppfinning, betyder det ett omfattande bainitisk ferrit som huvudbestàndsdel och partiklar eller blandningar av martensit aggregat och kvarlämnad austenit som minoritetsbestàndsdelar; en enskild kristall i ett polykristallint material; tràng zon i en metall svarande mot övergången från en kristallografisk orientering till en annan, sàlunda separerande ett korn från ett annat; 10 15 20 25 523 868 HAZZ H|C: högvinkelgräns eller gränssnitt: HSLA: interkristiskt återvärmt: làglegerat stål: 50 .- n ~ . , ., n »se värmepàverkad zon; väteinducerad sprickbildning gräns eller gränssnitt som effektivt uppträder som högvinkel korngräns, d.v.s. tenderar att avböja en sig utbredande spricka eller fraktur och sålunda inducerar slingrighet i en frakturbana; högvinkelkorngräns en korngräns som separerar två intilliggande korn kristallografiska skiljer sig mer än omkring 8°; vars orienteringar höghàllfast, làglegerat; värmt (eller àtervärmt) till en temperatur av fràn omkring Ac1 transformationstemperatur till omkring Aca transformations- temperaturen; stål innehàllande järn och mindre än omkring 10 vikts% totalt legeringstillsatser; 10 15 20 25 523 868 làgvinkelkorngräns: svetsning med låg värmetillförsel: MA: huvudbestàndsdel: minoritetsbestàndsdel: Ms transformationstemperatur: Nc: 51 . . - . , , _ °* en korngräns som separerar tvà intilliggande korn vars kristallografiska orienteringar skiljer sig åt med mindre än omkring 8°; svetsning med bågenergi av upp till omkring 2,5 kJ/mm (7,6 kJ/tum); martensit-austenit detta används i föreliggande såsom uppfinning, betyder det minst omkring 50 vo|ym%; såsom detta används is föreliggande uppfinning; betyder det mindre än omkring 50 vo|ym%; den temperatur vid vilken transformation av austenit till martensit startar under kylning; en faktor definierad av kemi inne i stålet enligt 00:00 10 15 20 25 525 868 52 PF till övervägande delen/predominant: initial austenitkornstorlek: störtkylning: . . . , _ _ n. .

{Nc = 12,0*C + Mn + 0,8*Cr + 0,15*(Ni + Cu)+ 0,4*Si + 2,0*V +0,7*Nb + 1,5*Mo}, där C, Mn, Cr, Ni, Cu, Si, V, Nb, Mo representerar sina respektive vikts% i stålet; polygonal ferrit; såsom detta används i föreliggande uppfinning, betyder det minst omkring 50 voiyms%; austenitkornmedelstorlek i en stàlplàt valsning i de temperaturintervall varmvalsad innan vari austeniten ej rekristalliserar; detta används i föreliggande beskrivning, avses sàsom accelererad kylning med vilka som helst medel där en fluid vald för dess tendens att öka kylningshastigheten av stàlet används, till skillnad fràn luftkylning; oense 10 15 20 25 525 868 53 störtkylningsstopptemperatur (QST): RA: ämne: Sv.

TEMI sträckhållfasthet: tjocksektionskapabilitet: den högsta, eller väsentligen högsta temperatur som antas på ytan av plåten efter att störtkylningen stoppats, beroende på värme transmitterad från mittjockleken av plåten; kvarhàllen austenit; stålstycke av vilka som helst dimensioner; totala interfaciala arean av högvinkelgränserna per volymsenhet i stålplåten; elektrontransmissionsmikrograf; i sträckhàllfasthetstest, förhållandet belastning och mellan maximal ursprunglig trärsektionsarea; förmågan att ge väsentligen den önskade mikrostrukturen och egenskaperna (exempelvis hàllfasthet och synnerhet vid tjocklekar lika seghet), i øn-nq 10 15 20 25 523 868 genomgående tjockleksriktning: TiC: TiN: Tn, temperatur: TMCP: tvärriktning: UB: VAR: VIM: 54 - o . - - ' ° ' ' med eller större än omkring 25 mm (1 tum); en riktning som är vinkelrät mot valsningsplanet; titankarbid; titannitrid; vilken temperaturen under austenit ej rekristalliserar; termomekaniskt styrt valsningsprocessande; en riktning som ligger i planet för valsning, men vinkelrätt mot plåtens valsningsriktning; övre bainit; vakuumljusbágsàtensmältning; och vakuuminducerad smältning

Claims (30)

1. 0 15 20 25 2004-02-1 7 55 523 868 112696 USN PATENTKRAV 1.

2. Metod för framställning av stàlplåt som har en mikrostruktur omfattande (i) till övervägande delen finkorning lägre bainit, finkornig spjälad martensit, finkornig bainit (FGB), eller blandningar därav, och (ii) mer än O vol% till omkring 10 vol% kvarhällen austenit, där metoden kännetecknas av att den innefattar följande steg: (a) (b) (C) värmning av ett stålämne till en återvärmningstemperatur tillräckligt hög för att (i) väsentligen homogenisera nämnda stålämne, (ii) lösa väsentligen samtliga karbider och karbonitrider av niobium och vanadium i nämnda stålämne, och (iii) etablering av fina initiala austenitkorn i nämnda stålämne; reduktion av nämnda stålämne för att bilda stàlplåt i ett eller flera varmvalsningssteg i ett första temperaturintervall i vilket austenit rekristalliserar; ytterligare reduktion av nämnda stàlplåt i ett eller flera varmvalsningssteg i ett andra temperaturintervall under och över omkring Ar3 omkring Tn, temperaturen transformationstemperaturen; störtkylning av nämnda stàlplåt med en kylningshastighet 10°C/sek (18°F/sek) till under 550°C av minst omkring en störtkylningsstopptemperatur omkring (1022°F); och 10 15 20 25 2004-02-1 7 56523 ses 112696 USN (e) le) 4. stoppande av nämnda störtkylning, varvid stegen utförs så att transformation av stålplåtens mikrostruktur underlättas till (i) till övervägande delen finkornig lägre bainit, finkornig spjälad martensit, finkornig bainit (FGB), eller blandningar därav, och (ii) mer än 0 vol% till omkring 10 vol% kvarhàllen austenit.

3. Metod enligt krav 1, där steg (e) byts ut mot följande: stoppande av nämnda störtkylning, varvid stegen utförs så att transformationen av nämnda stàlplåtsmikrostruktur till omfattande finkornig spjälad underlättas till en övervägande delen mikrolaminatmikrostruktur martensit, finkornig lägre bainit, eller blandningar därav, och än 0 vol% till 10 vol% kvarhàllna mer omkring austenitfilmskikt.

4. Metod enligt krav 1, där steg (e) byts ut mot följande: stoppande av nämnda störtkylning, varvid stegen utförs för att stàlplåtsmikrostruktur till en till övervägande delen finkornig bainit (FGB). underlätta transformering av nämnda Metod enligt krav 1, där nämnda återvärmningstemperatur i steg (a) ligger mellan omkring 955°C och omkring 1100°C (1750°F - 2o1o°F) 10 15 20 25 5,525 ses 2004-02-1 7 1 12696 USN

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

6. Metod enligt krav 1, där reduktionen i tjocklek av nämnda stålämne är omkring 30% till omkring 70% i steg (b).

7. Metod enligt krav 1, där reduktionen i tjocklek av nämnda stålplåt är omkring 40% till omkring 80% i steg (c).

8. Metod enligt krav 1, ytterligare omfattande steget av att tillåta nämnda stålplåt luftkylas till omgivningstemperatur från nämnda störtkylningsstopptemperatur.

9. Metod enligt krav 1, ytterligare omfattande steget av att hålla störtkylningsstopptemperatur under upp till omkring 5 min. nämnda stålplåt väsentligen isotermiskt på nämnda

10. Metod enligt krav 1, ytterligare omfattande steget av långsamkylning av nämnda stålplåt vid nämnda störtkylningsstopptemperatur med en hastighet lägre än omkring 1,0°C/sek (1 ,8°F/sek) under upp till omkring 5 minuter.

11. Metod enligt krav 1, där nämnda stålämne i steg (a) omfattar järn och följande legeringsämnen i angivna viksprocent: omkring 0,03% till omkring 0,12%C, minst omkring 1% till mindre än omkring 9% Ni, upp till omkring 1,0% Cu, upp till omkring 0,8% Mo, 10 15 20 25 2004-02-17 58 5 2 3 8 6 8 112696 USN omkring 0,01% till omkring 0,1% Nb, omkring 0,008% till omkring 0,03% Ti, upp till 0,05% Al, och omkring 0,001% till omkring 0,005% N.

12. Metod enligt krav 11, där nämnda stålämne omfattar mindre än omkring 6 vikts% Ni.

13. Metod enligt krav 11, där nämnda stålämne omfattar mindre än omkring 3 vikts% Ni och ytterligare omfattar upp till omkring 2,5 vikts% Mn.

14. Metod enligt krav 11, där nämnda stålämne ytterligare omfattar minst ett additiv valt från gruppen bestående av (i) upp till omkring 1,0 vikts% Cr, (ii) upp till omkring 0,5 vikts% Si, (iii) omkring 0,02 vikts% till omkring 0,10 vikts% V, (iv) upp till omkring 2,5 vikts% Mn, och (v) upp till omkring 0,0020 vikts% B.

15. Metod enligt krav 11, där nämnda stålämne ytterligare omfattar omkring 0,0004 vikts% till omkring 0,0020 vikts% B.

16. Metod enligt krav 1, där efter steg (e), nämnda stålplàt har DBTT lägre än omkring -62°C (-80°F) i både basplåten och dess HAZ och har en sträckhållfasthet högre än omkring 830 MPa (120 ksi).

17. Stålplåt, som kännetecknas av att den har en mikrostruktur omfattande (i) till övervägande delen finkornig lägre bainit, finkornig spjälad martensit, finkornig bainit (FGB), eller blandningar därav, och (ii) mer än 0 volyms% till omkring 10 volyms% kvarhállen austenit, har 10 15 20 25 525 868 2004-02-17 59 1 12696 USN en sträckhållfasthet högre än omkring 830 MPa (120 ksi), och har DBTT lägre än omkring -62°C (-80°F) i både nämnda stålplàt och dess HAZ, och där nämnda stàlplåt är framställd från ett àtervärmt stålämne omfattande järn och följande legeringsämnen i angivna viktsprocent: omkring 0,03% till omkring 0,12% C, minst omkring 1% till mindre än omkring 9% Ni, upp till omkring 1,0% Cu, upp till omkring 0,8% Mo, omkring O,1% till omkring O,1% Nb, omkring 0,008% till omkring 0,03% Ti, upp till omkring 0,05% Al, och omkring 0,001% till omkring 0,005% N.

18. Stålplåt enligt krav 17, där nämnda stålplåtämne omfattar mindre än omkring 6 vikts% Ni.

19. Stålplåt enligt krav 17, där nämnda stålplätämne omfattar mindre än omkring 3 vikts% Ni och ytterligare omfattar upp till omkring 2,5 vikts% Mn.

20. Stålplåt enligt krav 17, ytterligare omfattande minst ett ytterligare additiv valt från gruppen bestående av (i) upp till omkring 1,0 vikts% Cr, (ii) upp till omkring 0,5 vikts% Si, (iii) omkring 0,02 vikts% till omkring 0,10 vikts% V, (iv) upp till omkring 2,5 vikts% Mn, och (v) från omkring 0,0004 till 0,002O vikts% B.

21. Stålplåt enligt krav 17, ytterligare omfattande omkring 0,0004 vikts% till omkring 0,0020 vikts% B. 10 15 20 25 523 868 2004-02-17 60 112696 USN

22. Stålplåt enligt krav 17, som till övervägande delen har en mikrolaminatmikrostruktur omfattande spjälor av finkornig spjälad martensit, spjälor av finkornig lägre bainit, eller blandningar därav, och upp till omkring 10 volym% kvarhållna austenitfilmskikt.

23. Stålplåt krav 22, där nämnda mikrolaminatmikrostruktur är optimerad för att väsentligen maximera enligt sprickbanslingrighet genom termomekaniskt styrt valsningsprocessande som ger ett flertal av högvinkelgränssnitt mellan nämnda spjälor av finkornig martensit och finkornig lägre bainit och nämnda kvarhållna austenitfilmskikt.

24. Stålplåt enligt krav 17, som har en mikrostruktur av till övervägande delen finkornig bainit (FGB), där nämnda finkorniga bainit (FGB) omfattar bainitiska ferritkorn och partiklar av blandningar av martensit och kvarhàllen austenit.

25. Stålplåt enligt krav 24, där nämnda mikrostruktur är optimerad för att väsentligen maximera sprickbanslingrighet genom termomekaniskt styrt valsningsprocessande som ger ett flertal högvinkelgränssnitt mellan nämnda bainitiska ferritkorn och mellan nämnda bainitiska ferritkorn och nämnda partiklar av blandningar av martensit och kvarhàllen austenit.

26. Metod för att förbättra sprickutbredningsreslstans i en stålplåt, där nämnda metod kännetecknas av att den innefattar processande av stàlplàten för att framställa en till övervägande delen mikrolaminatmikrostruktur omfattande spjälor av finkornig spjälad 10 15 20 25 M 523 ses 2004-02-17 1 12696 USN martensit, spjälor av finkornig lägre bainit, eller blandningar därav, och mer än O volyms% till omkring 10 volyms% kvarhållna austenitfilmskikt, varvid mikrolaminatmikrostrukturen är optimerad för att väsentligen maximera sprickbanslingrighet genom termomekaniskt styrt valsningsprocessande som ger ett flertal av högvinkelgränssnitt mellan nämnda spjälor av finkornig martensit och finkornig lägre bainit och nämnda kvarhållna austenitfilmskikt.

27. Metod enligt krav 6, där nämnda sprickutbredningsresistans i nämnda stålplåt ytterligare förbättras och sprickutbredningsresistansen hos HAZ efter att stälpläten har svetsats förbättras, genom tillsats av minst omkring 1,0 till mindre än omkring 9 vikts% Ni och minst omkring 0,1 till omkring 1,0 vikts% Cu, och genom väsentligen minimering av tillsats av BCC-stabiliserande ämnen.

28. Metod för förbättring av sprickutbredningsresistansen i en stàlplåt, där nämnda metod kännetecknas av att den innefattar processande av stålplåten för framställning av en mikrostruktur av till övervägande delen finkornig bainit (FGB), där nämnda finkorniga bainit (FGB) omfattar bainitiska ferritkorn och partiklar av blandningar av martensit och kvarhållen austenit, och där nämnda mikrostruktur är optimerad för att väsentligen maximera sprickbanslingringhet genom termomekaniskt styrt valsningsförfarande som ger ett flertal högvinkelgränssnitt mellan nämnda bainitiska ferritkorn och mellan nämnda bainitiska ferritkorn och nämnda partiklar av blandningar av martensit och kvarhållen austenit.

29. Metod krav 28, där nämnda sprickutbredningsresistans hos stålplåten ytterligare förbättras och enligt 10 15 20 25 523 868 2004-02-1 7 62 1 12696 USN sprickutbredningsresistansen i HAZ hos stålplåten efter svetsning förbättras, genom tillsats av minst omkring 1,0 till mindre än omkring 9 vikts% Ni och minst omkring 0,1 till omkring 1,0 vikts% Cu, och genom väsentligen minimering av tillsats av BCC-stabiliserande ämnen.

30. Metod för austenitkornlängd och austenitkorntjocklek under processande av en att styra medelvärdet på förhållandet mellan ultrahöghållfast åldrad stålplåt för att förbättra segheten i tvärled och DBTT i tvärled hos nämnda stålplåt, varvid metoden kännetecknas av att den innefattar stegen: (a) värmning av ett stålämne till en återvärmningstemperatur tillräckligt hög för att (i) väsentligen homogenisera nämnda stålämne, (ii) lösning av väsentligen samtliga karbider och karbonitrider av niobium och vanadium i nämnda stålämne, och (iii) etablering av fina initiala austenitkorn i nämnda stålämne; (b) reduktion av nämnda stålämne för att bilda stålplåt i ett flera varmvalsningssteg i ett första temperaturintervall vari austenit rekristalliserar; (c) ytterligare reduktion av nämnda stålplåt i ett eller flera varmvalsningssteg i ett andra temperaturintervall under omkring Tn, temperaturen och över omkring Arg, temperaturen, för att åstadkomma ett medelvärde på förhållandet austenitkornlängd till austenitkorntjocklek av mindre än omkring 100 i nämnda stålplåt; 10 2004-02-1 7 æ 523 ses 112696 USN (d) störtkylning av nämnda stålplåt med en kylningshastighet 10°Clsek (18°F/sek) till störtkylningsstopptemperatur (1022°F); och av minst en 550°C omkring under omkring stoppande av nämnda störtkylning, så att det i stàlplåten bildas en mikrostruktur omfattande (i) till övervägande delen finkorning lägre bainit, finkornig spjälad martensit, finkornig balnit (FBG), eller blandningar därav, och (ii) mer än 0 volyms% till omkring 10 volyms% kvarhållen austenit.