SI20277A - Dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah - Google Patents

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

Info

Publication number
SI20277A
SI20277A SI9820086A SI9820086A SI20277A SI 20277 A SI20277 A SI 20277A SI 9820086 A SI9820086 A SI 9820086A SI 9820086 A SI9820086 A SI 9820086A SI 20277 A SI20277 A SI 20277A
Authority
SI
Slovenia
Prior art keywords
steel
temperature
steel plate
phase
finely
Prior art date
Application number
SI9820086A
Other languages
English (en)
Inventor
Jayoung Koo
Narasimha-Rao Bangaru
Original Assignee
Exxonmobil Upstream Research Company
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Exxonmobil Upstream Research Company filed Critical Exxonmobil Upstream Research Company
Publication of SI20277A publication Critical patent/SI20277A/sl

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

Nizkolegirana varivna dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah tako v matični plošči kot tudi v coni, prizadeti s toploto (HAZ) pri varjenju, z natezno trdnostjo nad 830 MPa in mikrostrukturo, ki obsega feritno fazo (14) in drugo fazo pretežno letvastega martenzita in nižjega bainita (16), pripravimo s segrevanjem jeklenega slaba, ki obsega železo in specificirane mas. odstotke nekaterih dodatkov ali vse od dodatkov ogljika, mangana, niklja, dušika, bakra, kroma, molibdena, silicija, nioba, vanadija, titana, aluminija in bora; reduciramo slab, da dobimo ploščo v enem ali več prehodih v temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira; nadalje reduciramo ploščo v enem ali več prehodih v temperaturnem območju pod temperaturo rekristalizacije austenita in nad Ar3 transformacijsko temperaturo; dovršilno valjamo ploščo med Ar3 trensformacijsko temperaturo in Ar1 transformacijsko temperaturo; gasimo dovršilno valjano ploščo do primerne temperature po ustavitvi gašenja (QST); in ustavimo gašenje.ŕ

Description

ExxonMobil Upstream Research Company
Dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
PODROČJE IZUMA
Predloženi izum se nanaša na nizko legirane dualne jeklene plošče z ultra visokimi trdnostmi, ki se dajo variti, z odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah tako v matični plošči kot tudi v coni, prizadeti s toploto (HAZ) pri varjenju. Nadalje se predloženi izum nanaša na postopek za pripravo takih jeklenih plošč.
OZADJE IZUMA
V naslednjem opisu so definirani različni izrazi. Za pomoč je tik pred zahtevki slovar izrazov.
Pogosto je potrebno skladiščiti in transportirati hlapne tekočine pod tlakom pri kriogenih temperaturah, t.j. pri temperaturah pod okoli -40 °C. Npr. obstaja potreba po posodah za skladiščenje in transportiranje utekočinjenega naravnega plina pod tlakom (PLNG) pri tlaku v širokem območju okoli 1035 kPa do okoli 7590 kPa in pri temperaturi v območju okoli -123 °C do okoli -62 °C. Obstaja tudi potreba po posodah za varno in ekonomično skladiščenje in transportiranje drugih hlapnih tekočin z visokim parnim tlakom, kot so metan, etan in propan, pri kriogenih temperaturah. Za take posode, ki naj bi jih konstruirali iz varjenega jekla, mora imeti jeklo primemo trdnost, da zdrži tlak tekočine, in primemo žilavost za preprečevanje iniciacije preloma, t.j. odpovedi, pri pogojih obratovanja tako pri matičnem jeklu kot tudi pri HAZ.
Temperatura prehoda od kovnega do krhkega (DBTT) opisuje oba režima prelomov v konstrukcijskih jeklih. Pri temperaturah pod DBTT večkrat pride do odpovedi v jeklu zaradi nizko energijskega razkolnega (krhkega) preloma, medtem ko pri temperaturah nad DBTT večkrat pride do odpovedi v jeklu zaradi visoko energijskega kovnega preloma. Varjena jekla, uporabljena pri konstrukciji skladiščnih in transportnih posod za preje omenjene kriogene temperaturne aplikacije in za druga opravila pod obremenitvijo pri kriogenih temperaturah, morajo imeti DBTT precej pod temperaturo opravila tako pri matičnem jeklu kot tudi pri HAZ, da se izognemo odpovedi zaradi nizko energijskega razkolnega preloma.
Jekla, ki vsebujejo nikelj, običajno uporabljana za konstrukcijske uporabe pri kriogenih temperaturah, npr. jekla z vsebnostmi niklja nad okoli 3 mas.%, imajo nizke DBTT, imajo pa tudi relativno nizke natezne trdnosti. Tipično imajo tržno dostopna jekla s 3,5 mas.% Ni, 5,5 mas.% Ni oz. 9 mas.% Ni DBTT okoli -100 °C, -155 °C oz. -175 °C in natezne trdnosti do okoli 485 MPa, 620 MPa oz. 830 MPa. Da bi dosegli te kombinacije trdnosti in žilavosti, ta jekla na splošno podvržejo dragi predelavi, npr. dvojni žarilni obdelavi. V primeru aplikacij pri kriogenih temperaturah industrija sedaj uporablja ta komercialna jekla, ki vsebujejo nikelj, zaradi njihove dobre žilavosti pri nizkih temperaturah, vendar mora obiti njihove relativno nizke natezne trdnosti. Za to so na splošno potrebne izredne debeline jekel za aplikacije pri kriogenih temperaturah pod obremenitvijo. Tako je uporaba teh jekel, ki vsebujejo nikelj, pri aplikacijah pri kriogenih temperaturah pod obremenitvijo navadno draga zaradi visoke cene jekla v kombinaciji z zahtevanimi debelinami jekla.
Po drugi strani mnoga tržno dostopna uveljavljena nizko legirana jekla z malo in srednje veliko ogljika z visokimi trdnostmi (HSLA jekla), npr. jekla AISI 4320 ali 4330, potencialno nudijo boljše natezne trdnosti (npr. večje kot okoli 830 MPa) in nizko ceno, imajo pa relativno visoke DBTT na splošno, zlasti pa v coni, prizadeti z varilno toploto (HAZ). Na splošno je pri teh jeklih tendenca, da se varivost in nizko temperaturna žilavost zmanjšujeta, ko se povečuje natezna trdnost. Zaradi tega razloga se sedaj tržno dostopna uveljavljena HSLA jekla na splošno ne upoštevajo za aplikacije pri kriogenih temperaturah. Visoka DBTT od HAZ pri teh jeklih je na splošno zaradi tvorbe neželenih mikrostruktur, ki izvirajo iz varilnih termičnih ciklov v interkritično ponovno segretih HAZ grobe zmavosti, t.j. HAZ, ki so segrete na temperaturo od okoli Aci transformacijske temperature do okoli Ac3 transformacijske temperature (glej slovar za definiciji Aci in Ac3 transformacijskih temperatur). DBTT se znatno povečuje z naraščajočo velikostjo zrn in mikrostruktumimi sestavinami, ki povzročajo krhkost, kot so otočki martenzita - avstenita (MA), v HAZ. Npr. DBTT za HAZ v uveljavljenem HSLA jeklu za Χ100 cevovode za prenos olja in plina je nad okoli -50 °C.
Obstajajo znatne pobude v sektorjih energijskega shranjevanja in transporta za razvoj novih jekel, ki združujejo lastnosti nizko temperaturne žilavosti zgoraj omenjenih tržnih jekel, ki vsebujejo nikelj, z lastnostmi visoke trdnosti in nizke cene HSLA jekel, obenem pa je tudi zagotovljena odlična varivost in želena primernost debelega preseka, t.j. v bistvu enakomerna mikrostruktura in lastnosti (npr. trdnost in žilavost) pri debelinah nad okoli 2,5 cm.
Pri ne-kriogenih aplikacijah je večina tržno dosegljivih, uveljavljenih HSLA jekel z malo in srednje veliko ogljika zaradi svoje relativno nizke žilavosti pri visokih trdnostih zasnovana bodisi z delčkom njihovih trdnosti ali po drugi strani predelana do nižjih trdnosti za doseganje primerne žilavosti. Pri konstrukcijskih aplikacijah vodijo ti pristopi do povečane debeline preseka in zato do višjih mas komponent in končno višje cene, kot če bi lahko v celoti uporabili potencial visoke trdnosti HSLA jekel. Pri nekaterih kritičnih aplikacijah, kot so visoko učinkovita gonila, uporabljajo jekla, ki vsebujejo nad okoli 3 mas.% Ni (kot AISI 48ΧΧ, SAE 93ΧΧ itd.) za vzdrževanje zadostne žilavosti. Ta pristop vodi do bistvenega povečanja stroškov, da bi dosegli izredno trdnost HSLA jekel. Dodaten problem, ki ga srečajo pri uporabi standardnih tržnih HSLA jekel, je razpokanje zaradi vodika v HAZ, zlasti kadar uporabljajo varjenje z nizkim vnosom toplote.
Obstajajo znatne ekonomske pobude in določena konstrukcijska potreba po povečanju žilavosti ob visokih in ultra visokih trdnostih pri nizko legiranih jeklih, z nizkimi stroški. Zlasti gre za potrebo po jeklu z zmerno ceno, ki ima ultra visoko trdnost, npr. natezno trdnost nad 830 MPa, in odlično žilavost pri kriogenih temperaturah, npr. DBTT pod okoli -73 °C, oboje v matični plošči in v HAZ, za uporabo pri tržnih aplikacijah pri kriogeni temperaturi. Torej so primarni predmeti predloženega izuma izboljšati uveljavljeno tehnologijo HSLA jekla za uporabnost pri kriogenih temperaturah na treh ključnih področjih: (i) znižanje DBTT na pod okoli -73 °C v matičnem jeklu in v varilni HAZ, (ii) doseganje natezne trdnosti nad 830 MPa in (iii) zagotavljanje izredne varivosti. Drugi predmeti predloženega izuma so, da pridemo do preje omenjenih HSLA jekel z bistveno enakomernimi mikrostrukturami po vsej debelini in lastnostmi pri debelinah nad okoli 2,5 cm, za to pa uporabimo sedanje tržno dostopne procesne tehnike, tako da je uporaba teh jekel pri komercialnih postopkih pri kriogenih temperaturah ekonomsko izvedljiva.
POVZETEK IZUMA
V skladu z zgoraj navedenimi predmeti v smislu predloženega izuma gre za procesno metodologijo, pri kateri nizko legiran jekleni slab želene kemije ponovno segrejemo do primerne temperature, nato vroče valjamo, da nastane jeklena plošča, in hitro ohladimo na koncu vročega valjanja z gašenjem s primemo tekočino, kot vodo, do primerne temperature po ustavitvi gašenja (QST), da dobimo dualno mikrostrukturo, ki obsega prednostno okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% feritne faze in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi. Gašenje, kot se uporablja pri opisu predloženega izuma, se nanaša na pospešeno hlajenje na katerikoli način, pri čemer uporabimo tekočino, izbrano zaradi njene tendence, da poveča hitrost hlajenja jekla, v nasprotju z zračnim hlajenjem jekla, do sobne temperature. Pri eni izvedbi v smislu predloženega izuma jekleno ploščo zračno ohladimo do sobne temperature po ustavitvi gašenja.
Tudi v skladu z zgoraj navedenimi predmeti predloženega izuma so jekla, predelana v skladu s predloženim izumom, zlasti primerna za mnoge aplikacije pri kriogenih temperaturah v tem, da imajo jekla naslednje karakteristike, prednostno za debeline jeklene plošče okoli 2,5 cm in več: (i) DBTT pod okoli -73°C v osnovnem jeklu in v varilni HAZ, (ii) natezno trdnost nad 830 MPa, prednostno nad okoli 860 MPa in bolj prednostno nad okoli 900 MPa, (iii) izredno varivost, (iv) v bistvu po vsej debelini enakomerno mikrostrukturo in lastnosti ter (v) izboljšano žilavost v primerjavi s standardnimi tržno dostopnimi HSLA jekli. Ta jekla imajo lahko natezno trdnost nad okoli 930 MPa ali nad okoli 965 MPa ali nad okoli 1000 MPa.
OPIS RISB
Prednosti predloženega izuma bomo bolje razumeli ob sklicevanju na naslednji podroben opis in priložene risbe, kjer je sl. 1 shematski prikaz zakrivljene poti razpoke v dualni mikrokompozitni. strukturi jekel v smislu predloženega izuma;
sl. 2A shematski prikaz velikosti zm austenita v jeklenem slabu po ponovnem segrevanju v smislu predloženega izuma;
sl. 2B shematski prikaz predhodne velikosti zm austenita (glej slovar) v jeklenem slabu po vročem valjanju v temperaturnem območju, v katerem austenit rekristabzira, vendar pred vročim valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira, v skladu s predloženim izumom; in sl. 2C shematski prikaz podaljšane ploske strukture zm v austenitu, z zelo fino efektivno velikostjo zm v smeri debelini, jeklene plošče po dokončanju TMCP v smislu predloženega izuma.
Čeprav bomo predloženi izum opisali v zvezi z njegovimi prednostnimi izvedbami, se razume, da izum nanje ni omejen. Nasprotno, mišljeno je, da izum pokriva vse alternative, modifikacije in ekvivalente, ki so lahko vključeni v duha in obseg izuma, kot je definirano s priloženimi zahtevki.
PODROBEN OPIS IZUMA
Predloženi izum se nanaša na razvoj novih HSLA jekel, ki izpolnjujejo zgoraj opisane izzive, s pripravo dualne strukture z ultra finimi zrni. Taka dualna mikrokompozitna struktura prednostno obsega mehko feritno fazo in močno drugo fazo pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi. Izum temelji na novi kombinaciji kemije jekla in predelave, da zagotovimo tako intrinzično kot tudi mikrostruktumo žilavost, da znižamo DBTT kot tudi da povečamo žilavost pri visokih trdnostih. Intrinzično žilavost dosežemo z razumnim ravnotežjem kritičnih legimih elementov v jeklu, kot je podrobno opisano v tem opisu. Mikrostruktuma žilavost je posledica tega, da dosežemo zelo fino efektivno velikost zrn kot tudi da proizvedemo zelo fino disperzijo ojačitvene faze ob istočasnem zmanjšanju efektivne velikosti zrn (povprečna drsna razdalja) v feritu mehke faze. Disperzijo druge faze optimiramo, da v bistvu maksimiramo zakrivljenost na poti razpoke, pri čemer povečamo odpornost proti razširjanju razpoke v mikrokompozitnem jeklu.
V skladu s prejšnjim gre za postopek za pripravo dualne jeklene plošče ultra visokih trdnosti, ki ima mikrostrukturo, ki obsega okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% prve faze z v bistvu 100 vol.% (bistveno) ferita in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi, označen s tem, da obsega naslednje stopnje: (a) segrevanje jeklenega slaba do temperature ponovnega segrevanja, ki je zadosti visoka, da (i) se v bistvu homogenizira jekleni slab, (ii) se raztopijo v bistvu vsi karbidi in karbonitridi nioba in vanadija v jeklenem slabu in da (iii) se dobijo fina začetna austenitna zma v jeklenem slabu; (b) reduciranje jeklenega slaba, da nastane jeklena plošča v enem ali več prehodih vročega valjanja v prvem temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira; (c) nadaljnje reduciranje jeklene plošče v enem ali več prehodih vročega valjanja v drugem temperaturnem območju pod okoli Tnr temperaturo in nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo; (d) nadaljnje reduciranje jeklene plošče v enem ali več prehodih vročega valjanja v tretjem temperaturnem območju pod okoli Ar3 transformacijsko temperaturo in nad okoli Ari transformacijsko temperaturo (t.j. mterkritično temperaturno območje); (e) gašenje jeklene plošče pri hitrosti hlajenja od okoli 10°C na sekundo do okoli 40°C na sekundo do temperature po ustavitvi gašenja (QST), prednostno pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 200°C; in (f) ustavitev gašenja. Pri drugi izvedbi v smislu predloženega izuma je QST prednostno pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 100°C, bolj prednostno pod okoli 350°C. Pri eni izvedbi v smislu predloženega izuma pustimo, da se jeklena plošča zračno ohladi na sobno temperaturo po stopnji (f). Ta predelava olajša pretvorbo mikrostrukture jeklene plošče do okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% prve faze ferita in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi (glej slovar za definicije Tnr temperature ter Ar3 in Ari transformacijskih temperatur).
Za zagotavljanje žilavosti pri sobni temperaturi in kriogeni temperaturi obsega mikrostruktura druge faze v jeklih v smislu predloženega izuma pretežno fino zmav nižji bainit, fino zmav letvasti martenzit ali njihove zmesi. Prednostno je, da se bistveno minimizira nastanek sestavin, ki povzročajo krhkost, kot je gornji bainit, dvojčeni martenzit in MA v drugi fazi. Kot se uporablja pri opisu predloženega izuma in v zahtevkih, pomeni pretežno vsaj okoli 50 vol.%. Preostanek mikrostrukture druge faze lahko obsega dodaten fino zmav nižji bainit, dodaten fino zmav letvast martenzit ali ferit. Bolj prednostno obsega mikrostruktura druge faze vsaj okoli 60 vol.% do okoli 80 vol.% fino zmavega nižjega bainita, fino zmavega letvastega martenzita ali njihovih zmesi. Celo bolj prednostno obsega mikrostruktura druge faze vsaj 90 vol.% fino zmavega nižjega bainita, fino zmavega letvastega martenzita ali njihovih zmesi..
Jekleni slab, predelan v smislu predloženega izuma, izdelamo na običajen način in v eni izvedbi obsega železo in naslednje legime elemente, prednostno v masnih območjih, navedenih v naslednji tabeli I:
Tabela I
Legirni element
Območje (mas.%) ogljik (C) mangan (Mn) nikelj (Ni) niob (Nb) titan (Ti) aluminij (Al)
0,04 - 0,12, bolj prednostno 0,04 - 0,07 0,5 - 2,5, bolj prednostno 1,0 - 1,8 1,0 - 3,0, bolj prednostno 1,5 - 2,5 0,02 - 0,1, bolj prednostno 0,02 - 0,05 0,008 - 0,03, bolj prednostno 0,01 - 0,02 0,001 - 0,05, bolj prednostno 0,005 - 0,03 dušik (N) 0,002 - 0,005, bolj prednostno 0,002 - 0,003
Jeklu včasih dodamo krom (Cr), prednostno do okoli 1,0 mas.%, bolj prednostno okoli 0,2 mas.% do okoli 0,6 mas.%.
Jeklu včasih dodamo molibden (Mo), prednostno do okoli 0,8 mas.%, bolj prednostno okoli 0,1 mas.% do okoli 0,3 mas.%.
Jeklu včasih dodamo silicij (Si), prednostno do okoli 0,5 mas.%, bolj prednostno okoli 0,01 mas.% do okoli 0,5 mas.%, in celo bolj prednostno okoli 0,05 mas.%. do okoli 0,1 mas.%.
Jeklu včasih dodamo baker (Cu), prednostno v območju okoli 0,1 mas.% do okoli 1,0 mas.%, bolj prednostno v območju okoli 0,2 mas.% do okoli 0,4 mas.%.
Jeklu včasih dodamo bor (B), prednostno do okoli 0,0020 mas.%, bolj prednostno okoli 0,0006 mas.% do okoli 0,0010 mas.%.
Jeklo prednostno vsebuje vsaj okoli 1 mas.% niklja. Vsebnost niklja v jeklu lahko povečamo nad okoli 3 mas.%, če želimo povečati učinek po varjenju. Za vsak 1 mas.% dodatka niklja se pričakuje, da bo znižal DBTT jekla za okoli 10°C. Vsebnost niklja je prednostno pod 9 mas.%, bolj prednostno pod okoli 6 mas.%. Vsebnost niklja prednostno minimiziramo, da minimiziramo ceno jekla. Če vsebnost niklja povečamo nad okoli 3 mas.%, lahko vsebnost mangana zmanjšamo pod okoli 0,5 mas.% do 0,0 mas.%.
Poleg tega v jeklu prednostno bistveno minimiziramo preostanke. Vsebnost fosforja (P) je prednostno pod okoli 0,01 mas.%. Vsebnost žvepla (S) je prednostno pod okoli 0,004 mas.%. Vsebnost kisika (O) je prednostno pod okoli 0,002 mas.%.
Predelava jeklenega slaba (1) Znižanje DBTT
Doseženje nizke DBTT, t.j. pod okoli -73°C, je ključni izziv v razvoju novih HSLA jekel za aplikacije pri kriogenih temperaturah. Tehničen izziv je, da vzdržujemo/povečamo trdnost pri sedanji HSLA tehnologiji ob znižanju DBTT, zlasti v HAZ. Pri predloženem izumu izrabimo kombinacijo legiranja in predelave, da spremenimo tako intrinzične kot tudi mikrostruktume prispevke k porušitveni odpornosti tako, da proizvedemo nizko legirano jeklo z odličnimi lastnostmi pri kriogenih temperaturah v matični plošči in v HAZ, kot je opisano v nadaljevanju.
Pri predloženem izumu izrabimo mikrostruktumo žilavost za znižanje DBTT osnovnega jekla. Ključna komponenta te mikrostruktume žilavosti obstoji iz udrobnjenja predhodne velikosti zrn austenita, modificiranja morfologije zrn s termomehanično kontrolirano predelavo z valjanjem (TMCP) in proizvodnje dualne disperzije znotraj finih zrn, cilj vsega tega pa je povečanje medploskovne površine velikokotnih meja na enotski volumen v jekleni plošči. Kot strokovnjaki vedo, pomeni zrno, kot se tukaj uporablja, posamezen kristal v polikristalnem materialu in pomeni meja zrna, kot se tukaj uporablja, ozko cono v kovini, ki ustreza prehodu iz ene kristalografske orientacije v drugo in tako loči eno zrno od drugega. Kot se tukaj uporablja, je velikokotna meja zrna meja zrna, ki loči dve sosednji zrni, katerih kristalografski orientaciji se razlikujeta za več kot okoli 8°. Tudi kot se tukaj uporablja, je velikokotna meja ali fazna meja meja ali fazna meja, ki se efektivno obnaša kot velikokotna meja zrna, t.j. teži k temu, da spelje vstran razširjajočo se razpoko ali prelom in tako povzroči zakrivljenost na poti preloma.
Prispevek od TMCP k celotni medploskovni površini velikokotnih meja na enotski volumen, Sv, je definiran z naslednjo enačbo:
Sv = + R + i) + 0,63(r - 30) kjer je d povprečna velikost austenitnih zrn v vroče valjani jekleni plošči pred valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira (predhodna velikost zrn austenita);
R je redukcijsko razmerje (originalna debelina jeklenega slaba/končna debelina jeklene plošče); in rje odstotna redukcija v debelini jekla zaradi vročega valjanja v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira.
Znano je, da ko se Sv jekla povečuje, se DBTT zmanjšuje zaradi speljave razpoke vstran in spremljajoče zakrivljenosti na poti razpoke pri velikokotnih mejah. V tržni TMCP praksi je vrednost R fiksirana za dano debelino plošče in je gornja meja za vrednost r tipično 75. Pri danih fiksiranih vrednostih za Λ in r lahko Sv bistveno povečamo samo z zmanjšanjem d, kot je razvidno iz gornje enačbe. Za zmanjšanje d v jeklih v smislu predloženega izuma uporabimo Ti-Nb mikrolegiranje v kombinaciji z optimirano TMCP prakso. Za enako celotno količino redukcije med vročim valjanjem/deformacijo bomo jeklo z začetno finejšo povprečno velikostjo zrn austenita dobili v finejši gotovi povprečni velikosti zrn austenita. Zato pri predloženem izumu količino Ti-Nb dodatkov optimiramo za prakso z nizkim ponovnim segrevanjem ob nastanku želene inhibicije rasti zrn austenita med TMCP. Glede na sl. 2A uporabimo relativno nizko temperaturo ponovnega segrevanja, prednostno med okoli 955°C in okoli 1065°C, da dobimo v začetku povprečno velikost D' zrn austenita pod okoli 120 pm v ponovno segretem jeklenem slabu 20' pred vročo deformacijo. S predelavo v smislu predloženega izuma se izognemo prekomerni rasti zrn austenita, kije posledica uporabe višjih temperatur ponovnega segrevanja, t.j. nad okoli 1095°C pri običajni TMCP. Za pospeševanje z dinamično rekristalizacijo povzročenega udrobnjenja zrn uporabimo velike redukcije na prehod, nad okoli 10%, med vročim valjanjem v temperaturnem območju, v katerem rekristalizira austenit. Če se sedaj sklicujemo na sl. 2B, zagotavlja predelava v smislu predloženega izuma povprečno predhodno velikost D zrn austenita (t.j. d) pod okoli 30 pm, prednostno pod okoli 20 pm in celo bolj prednostno pod okoli 10 pm, v jeklenem slabu 20 po vročem valjanju (deformaciji) v temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira, vendar pred vročim valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira. Polega tega, da dosežemo učinkovito redukcijo velikosti zm v smeri po debelini, izvedemo velike redukcije, prednostno nad okoli 70% kumulativno, v temperaturnem območju po okoli Tnr temperaturo, vendar nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo. Če se sedaj sklicujemo na sl. 2C, vodi TMCP v smislu predloženega izuma do nastanka podaljšane ploske strukture v austenitu v dovršilno valjani jekleni plošči 20' z zelo fmo efektivno velikostjo D' zm v smeri po debelini, npr. efektivno velikost D' zm pod okoli 10 pm, prednostno pod okoli 8 pm in celo bolj prednostno pod okoli 5 pm, pri čemer se poveča medploskovna površina velikokotnih meja, npr. 21, na enotski volumen v jekleni plošči 20', kot bodo razumeli strokovnjaki.
Dovršilno valjanje v interkritičnem temperaturnem območju tudi povzroči sploščevanje (pancaking) v feritu, ki se tvori iz austenitne razgradnje med interkritičnim izpostavljanjem, kar po drugi strani vodi do znižanja njegove efektivne velikosti zm (povprečna drsna razdalja) v smeri po debelini. Ferit, ki se tvori iz austenitne razgradnje med interkritičnim izpostavljanjem, ima tudi visoko stopnjo
Q deformacijske sub-strukture, vključno visoko gostoto dislokacij (npr. okoli 10 ali več
A dislokacij/cm), da zviša njegovo trdnost. Jekla v smislu predloženega izuma so zasnovana, da se okoristijo z udrobnjenim feritom za istočasno povečanje trdnosti in žilavosti.
Nekoliko bolj podrobno pripravimo jeklo v smislu predloženega izuma s tvorjenjem slaba z želeno sestavo, kot je tukaj opisano; s segrevanjem slaba na temperaturo od okoli 955°C do okoli 1065°C; z vročim valjanjem slaba, da se tvori jeklena plošča v enem ali več prehodih, kar zagotavlja okoli 30% do okoli 70% redukcijo v prvem temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira, to je nad okoli Tnr temperaturo, z nadaljnjim vročim valjanjem jeklene plošče v enem ali več prehodih, kar zagotavlja okoli 40% do okoli 80% redukcijo v drugem temperaturnem območju pod okoli Tnr temperaturo in nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo, ter z dovršilnim valjanjem jeklene plošče v enem ali več prehodih, da zagotovimo okoli 15% do okoli 50% redukcijo v interkritičnem temperaturnem območju pod okoli Ar3 transformacijsko temperaturo in nad okoli Ari transformacijsko temperaturo. Vroče valjano jekleno ploščo nato pogasimo pri hitrosti hlajenja okoli 10°C na sekundo do okoli 40°C na sekundo do primerne temperature po ustavitvi gašenja (QST) pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 200°C, takrat pa z gašenjem končamo. Pri drugi izvedbi v smislu predloženega izuma je QST prednostno pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 100°C, bolj prednostno pod okoli 350°C. Pri eni izvedbi v smislu predloženega izuma jekleno ploščo pustimo, da se zračno ohladi na sobno temperaturo, ko je gašenje končano.
Kot bodo razumeli strokovnjaki, se odstotna redukcija v debelini, kot .se tukaj uporablja, nanaša na odstotno redukcijo v debelini jeklenega slaba ali plošče pred navedeno redukcijo. Le za namene razlage in ne da bi pri tem omejevali izum, lahko jekleni slab z debelino okoli 25,4 cm reduciramo okoli 30% (30% redukcija) v prvem temperaturnem območju na debelino okoli 17,8 cm, nato reduciramo okoli 80% (80% redukcija) v drugem temperaturnem območju na debelino okoli 3,6 cm in nato reduciramo okoli 30% (30% redukcija) v tretjem temperaturnem območju na debelino okoli 2,5 cm. Kot se tukaj uporablja, pomeni slab kos jekla kakršnihkoli dimenzij.
Jekleni slab prednostno segrevamo s primernim načinom za zviševanje temperature v bistvu celotnega slaba, prednostno celotnega slaba, na želeno temperaturo ponovnega segrevanja, npr. z namestitvijo slaba v peč za določen čas. Specifično temperaturo ponovnega segrevanja, ki jo je treba uporabiti za katerokoli sestavo jekla v območju v smislu predloženega izuma, lahko zlahka določi strokovnjak bodisi s poskusom bodisi z izračunom ob uporabi primernih modelov. Poleg tega lahko temperaturo peči in čas ponovnega segrevanja, potreben za zviševanje temperature v bistvu celotnega slaba, prednostno celotnega slaba, na želeno temperaturo ponovnega segrevanja zlahka določi strokovnjak z ozirom na standardne industrijske publikacije.
Razen temperature ponovnega segrevanja, ki se nanaša na v bistvu celoten slab, so sledeče temperature, navedene pri opisu postopka predelave v smislu predloženega izuma, temperature, merjene na površini jekla. Površinsko temperaturo jekla lahko merimo z uporabo npr. optičnega pirometra ali s katerokoli drugo pripravo, primemo za merjenje površinske temperature jekla. Tukaj navedene hitrosti hlajenja so tiste v sredini ali bistveno v sredini debeline plošče; in temperatura po ustavitvi gašenja (QST) je najvišja ali v bistvu najvišja temperatura, dosežena na površini plošče po ustavitvi gašenja zaradi toplote, ki se prenese iz sredinske debeline plošče. Npr. med procesiranjem eksperimentalnih toplot sestavka za jeklo v smislu predloženega izuma namestimo termoelement v sredini ali v bistvu v sredini debeline jeklene plošče za merjenje središčne temperature, površinsko temperaturo pa merimo z uporabo optičnega pirometra. Korelacijo med središčno temperaturo in površinsko temperaturo razvijemo za uporabo med sledečo predelavo istega ali v bistvu istega sestavka za jeklo, tako da lahko središčno temperaturo določimo preko direktnega merjenja površinske temperature. Tudi potrebno temperaturo in pretočno hitrost tekočine za gašenje, da dosežemo želeno pospešeno hitrost hlajenja, lahko določi strokovnjak z ozirom na standardne industrijske publikacije.
Za katerikoli sestavek za jeklo v obsegu predloženega izuma je temperatura, ki definira mejo med rekristalizacijskim območjem in ne-rekristalizacijskim območjem, Tnr temperatura, odvisna od kemije jekla, zlasti koncentracije ogljika in koncentracije nioba, od temperature ponovnega segrevanja pred valjanjem in od količine redukcije, podane v prehodih valjanja. Strokovnjaki lahko določijo to temperaturo za posamezno jeklo v smislu predloženega izuma bodisi s poskusom ali z modelnim izračunom. Podobno lahko tukaj navedene Arb Ar3 in Ms transformacijske temperature strokovnjaki določijo za katerokoli jeklo v smislu predloženega izuma bodisi s poskusom ali z modelnim izračunom.
Tako opisana praksa TMCP vodi do visoke vrednosti Sv. Poleg tega dualna mikrostruktura, proizvedena med hitrim hlajenjem, nadalje poveča medploskovno površino z zagotavljanjem številnih velikokotnih faznih mej in meja, t.j. fazne meje feritna faza/druga faza in paketne meje martenzita/nižjega bainita, kot se nadalje obravnava spodaj. Težka tekstura, ki je posledica intenziviranega valjanja v interkritičnem temperaturnem območju, ustvari sendvič ali laminatno strukturo v smeri po debelini, ki obstoji iz izmeničnih listov ferita mehke faze in močne druge faze. Ta konfiguracija, kot je shematično prikazana na sl.l, vodi do znatne zakrivljenosti (v smeri po debelini) poti razpoke 12. To je zato, ker razpoka 12, ki se začne npr. v feritu 14 mehke faze, spremeni ravnine, t.j. spremeni smeri, pri velikokotni fazni meji 18 med feritno fazo 14 in drugo fazo 16 zaradi različne orientacije razkolnih in drsnih ravnin v teh dveh fazah. Fazna meja 18 ima odlično medploskovno vezavno trdnost in to bolj pospešuje speljavo razpoke 12 vstran kot pa medploskovno zrahljanje vezi.
Poleg tega je, ko enkrat razpoka 12 vstopi v drugo fazo 16, razširjanje razpoke 12 nadalje ovirano, kot je opisano v nadaljevanju. Letvast martenzit/nižji bainit v drugi fazi 16 se pojavita kot paketi z velikokotnimi mejami med paketi. Znotraj ploske strukture se tvori več paketov. To zagotavlja nadaljnjo stopnjo strukturnega udrobnjenja, ki vodi do povečane zakrivljenosti za širjenje razpoke 12 skozi drugo fazo 16 znotraj ploske strukture. Čisti rezultat je, da se znatno poveča odpornost proti razširjanju razpoke 12 v dualni strukturi jekel v smislu predloženega izuma zaradi kombinacije faktorjev, ki vključujejo: laminatno teksturo, prelom ravnine razpoke pri medfaznih faznih mejah in speljavo razpoke vstran v drugi fazi. To vodi do znatnega povečanja v Sv in torej znižanja DBTT.
Čeprav so zgoraj opisani mikrostruktumi pristopi koristni za znižanje DBTT v matični jekleni plošči, niso popolnoma učinkoviti za vzdrževanje zadostno nizke DBTT v grobo zmavih območjih varilne HAZ. Tako gre pri predloženem izumu za postopek za vzdrževanje zadosti nizke DBTT v grobo zmavih območjih varilne HAZ z uporabo intrinzičnih učinkov legimih elementov, kot je opisano v nadaljevanju.
Vodilna feritna jekla za kriogene temperature so na splošno na osnovi prostorsko centrirane kubične (BCC) kristalne mreže. Čeprav ta kristalni sistem nudi potencial za zagotavljanje visokih trdnosti ob nizki ceni, ima obnašanje strmega prehoda od kovnega do krhkega preloma, ko se temperatura znižuje. To lahko v osnovi pripišemo močni senzibilnosti kritične razločitvene strižne napetosti (CRSS) (kot je tukaj definirano) na temperaturo v BCC sistemih, kjer CRSS strmo narašča z zmanjševanjem temperature in s tem postanejo strižni procesi in posledično kovni prelom bolj težki. Po drugi strani je kritična napetost za procese krhkega preloma, kot je razkol, manj občutljiva za temperaturo. Zato, ko se temperatura znižuje, postane razkol prednosten prelomni način, ki vodi do nastopa nizko energijskega krhkega preloma. CRSS je intrinzična lastnost jekla in je občutljiva na lahkoto, s katero lahko dislokacije prečno drsijo pri deformaciji; t.j. jeklo, pri katerem je prečno drsenje lažje, bo tudi imelo nizko CRSS in zato nizko DBTT. Za nekatere ploskovno centrirane kubične (FCC) stabilizatorje, kot Ni, je znano, da pospešujejo prečno drsenje, medtem ko BCC stabilizimi legimi elementi, kot Si, Al, MO, Nb in V, odvračajo prečno drsenje. Pri predloženem izumu prednostno optimiramo vsebnost FCC stabilizimih legimih elementov, kot Ni, pri čemer upoštevamo razmisleke o stroških in ugoden učinek za znižanje DBTT, z Ni legiranjem prednostno vsaj okoli 1,0 mas.% in bolj prednostno vsaj okoli 1,5 mas.%; in vsebnost BCC stabilizimih legimih elementov v jeklu bistveno minimiziramo.
Kot rezultat intrinzične in mikrostrukturne žilavosti, ki izvira iz enkratne kombinacije kemije in predelave za jekla v smislu predloženega izuma, imajo jekla odlično žilavost pri kriogenih temperaturah tako v matični plošči kot tudi v HAZ po valjenju. DBTT tako v matični plošči kot tudi v HAZ po varjenju teh jekel so pod okoli -73°C in so lahko pod okoli -107°C.
(2) Natezna trdnost nad 830 MPa ter enakomernost po debelini mikrostrukture in lastnosti
Trdnost dualnih mikrokompozitnih struktur določimo z volumsko frakcijo in trdnostjo faz sestavin. Trdnost druge faze (martenzit/nižji bainit) je primarno odvisna od njene vsebnosti ogljika. Pri predloženem izumu si premišljeno prizadevamo, da bi dobili želeno trdnost s primarno kontroliranjem volumske frakcije druge faze tako, da trdnost dosežemo pri relativno nizki vsebnosti ogljika s spremljajočimi prednostmi v varivosti in odlični žilavosti tako v matičnem jeklu kot tudi v HAZ. Za dosego nateznih trdnosti nad 830 MPa in višje je volumska frakcija druge faze prednostno v območju od okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.%. To dosežemo z izbiro primerne temperature dovršilnega valjanja za interkritično valjanje. Minimalno okoli 0,04 mas.% C je prednostno v celotni zlitini za doseganje natezne trdnosti vsaj okoli 1000 MPa.
Čeprav so legimi elementi, različni od C, v jeklih v smislu predloženega izuma v bistvu nepomembni, kar se tiče maksimalne dosegljive trdnosti v jeklu, so ti elementi zaželeni, da se zagotovi zahtevana enakomernost mikrostrukture in trdnosti po debelini za debelino plošče nad okoli 2,5 cm in za območje hitrosti hlajenja, želenih za fleksibilnost predelave. To je pomembno, ker je dejanska hitrost hlajenja v srednjem preseku debele plošče manjša kot na površini. Mikrostruktura površine in centra je lahko tako čisto različna, razen če je jeklo tako zasnovano, da je izločena njegova senzibilnost za razliko v hitrosti hlajenja med površino in centrom plošče. V tem pogledu so posebno učinkoviti Mn in Mo legimi dodatki, zlasti kombinirani dodatki Mo in B. Pri predloženem izumu te dodatke optimiramo glede kaljivosti, varivosti, nizke DBTT in stroškovno. Kot je navedeno preje v tem opisu, je s stališča znižanja DBTT bistveno, da se celotni BCC legimi dodatki držijo pri minimumu. Postavljene so prednostne kemijske tarče in območja za izpolnitev teh in drugih zahtev v smislu predloženega izuma.
(3) Izvrstna varivost za varjenje z nizkim vnosom toplote
Jekla v smislu predloženega izuma so zasnovana za izvrstno varivost. Najbolj zaskrbljujoče je, zlasti pri varjenju z nizkim vnosom toplote, razpokanje v hladnem ali razpokanje zaradi vodika v grobo zmavi HAZ. Ugotovili smo, daje za jekla v smislu predloženega izuma občutljivost za razpokanje v hladnem kritično prizadeta z vsebnostjo ogljika in tipom HAZ mikrostrukture in ne s trdoto in ekvivalentom ogljika, za katera se je smatralo v stanju tehnike, da sta kritična parametra. Da bi se izognili razpokanju v hladnem, kadar naj bi jeklo varili ob pogojih varjenja brez predhodnega segrevanja ali z nizkim predhodnim segrevanjem (pod okoli 100°C), je prednostna gornja meja za dodatek ogljika okoli 0,1 mas.%. Kot se tukaj uporablja, ne da bi predloženi izum kakorkoli omejevali, pomeni varjenje z nizkim vnosom toplote varjenje z ločnimi energijami do okoli 2,5 kJ/mm.
Nižje bainitne ali avtopopuščene letvaste martenzitne mikrostrukture imajo izvrstno odpornost proti razpokanju v hladnem. Drugi legimi elementi v jeklih v smislu predloženega izuma so skrbno uravnoteženi, sorazmerno z zahtevami za kaljivost in trdnost, da zagotovimo nastanek teh želenih mikrostruktur v grobo zmavi HAZ.
Vloga legirnih elementov v jeklenem slabu
Vloga različnih legimih elementov in prednostne meje njihovih koncentracij za predloženi izum so podane spodaj:
Ogljik (C) je eden od najbolj učinkovitih ojačevalnih elementov v jeklu. Se tudi kombinira z močnimi tvorci karbidov v jeklu, kot so Ti, Nb in V, da zagotovimo inhibiranje rasti zm in ojačitev obarjanja. Ogljik tudi poveča kaljivost, t.j. sposobnost tvorbe trših in močnejših mikrostruktur v jeklu med hlajenjem. Če je vsebnost ogljika manj kot okoli 0,04 mas.%, na splošno ne zadostuje za sproženje želenega ojačenja, namreč nad 830 MPa natezne trdnosti, v jeklu. Če je vsebnost ogljika nad okoli 0,12 mas.%, je jeklo na splošno občutljivo za razpokanje v hladnem med varjenjem in žilavost se zmanjša v jekleni plošči in njeni HAZ pri varjenju. Vsebnost ogljika v območju okoli 0,04 mas.% do okoli 0,12 mas.% je prednostna, da dosežemo želene HAZ mikrostrukture, namreč avtopopuščen letvasti martenzit in nižji bainit. Celo bolj prednostno je gornja meja za vsebnost ogljika okoli 0,07 mas.%.
Mangan (Mn) ie ojačevalec osnovne mase v jeklih in tudi močno prispeva h kaljivosti. Minimalna količina 0,5 mas. % Mn je prednostna, da dosežemo želeno visoko trdnost v debelini plošče, ki presega okoli 2,5 cm, minimalno najmanj okoli 1,0 mas.% Mn pa je celo bolj prednostno. Vendar lahko preveč Mn škoduje žilavosti, tako da je pri predloženem izuma prednostna gornja meja okoli 2,5 mas. % Mn. Ta gornja meja je tudi prednostna, da bistveno minimiziramo sredinsko izcejanje, ki navadno nastopa v visokih Mn in kontinuimo litih jeklih, in spremljajočo neenakomernost po debelini v mikrostrukturi in lastnostih. Bolj prednostno je gornja meja za vsebnost Mn okoli 1,8 mas.%. Če se vsebnost niklja poveča nad okoli 3 mas.%, lahko želeno visoko trdnost dosežemo brez dodatka mangana. Zato je v širokem smislu prednostno do okoli 2,5 mas.% mangana.
Silicij (Si) dodamo jeklu za deoksidacijske namene in za ta namen je prednostno minimalno okoli 0,01 mas.%. Vendar je Si močan BCC stabilizator ter tako dvigne DBTT in ima tudi škodljiv učinek na žilavost. Zato je, kadar dodamo Si, prednostna gornja meja okoli 0,5 mas.% Si. Bolj prednostno je gornja meja za vsebnost Si okoli 0,1 mas.%. Silicij ni vedno potreben za deoksidacijo, ker lahko aluminij ali titan izvajata isto funkcijo.
Niob (Nb) dodamo za pospeševanje udrobnjenja zrn valjane mikrostrukture jekla, kar izboljša tako trdnost kot tudi žilavost. Obarjanje niobovega karbida med vročim valjanjem služi za zadrževanje rekristalizacije in za inhibiranje rasti zrn, pri čemer zagotovi sredstvo za udrobnjenje zrn austenita. Za to je prednostno vsaj okoli 0,02 mas.% Nb. Vendar je Nb močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Preveč Nb je lahko škodljivo za varivost in HAZ žilavost, tako da je prednostno maksimalno okoli 0,1 mas.%. Bolj prednostno je gomja meja za vsebnost Nb okoli 0,05 mas.%.
Titan (Ti) je, kadar ga dodamo v majhni količini, učinkovit pri tvorbi finih delcev titanovega nitrida (TiN), ki udrobnijo velikost zrn tako v valjani strukturi kot tudi v HAZ jekla. Tako se žilavost jekla izboljša. Ti dodamo v taki količini, da je masno razmerje Ti/N prednostno okoli 3,4. Ti je močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Prebiten Ti navadno poslabša žilavost jekla s tvorbo bolj grobih delcev TiN ali titanovega karbida (TiC). Vsebnost Ti pod okoli 0,008 mas.% na splošno ne more zagotoviti zadosti fine velikosti zrn ali blokira N v jeklu kot TiN, več kot okoli 0,03 mas.% pa lahko povzroči poslabšanje žilavosti. Bolj prednostno vsebuje jeklo vsaj okoli 0,01 mas.% Ti in ne več kot okoli 0,02 mas.% Ti.
Aluminij (Al) dodamo jeklom v smislu predloženega izuma za deoksidacijske namene. Za ta namen je prednostno vsaj okoli 0,002 mas.% Al, celo bolj prednostno pa je vsaj okoli 0,01 mas.% Al. Al blokira dušik, raztopljen v HAZ. Vendar je Al močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Če je vsebnost Al previsoka, t.j. nad okoli 0,05 mas.%, obstaja težnja po tvorbi vključkov tipa aluminijevega oksida (AI2O3), kar je navadno škodljivo za žilavost jekla in njegove HAZ. Celo bolj prednostno je gomja meja za vsebnost Al okoli 0,03 mas.%.
Molibden (Mo) zviša kaljivost jekla pri direktnem gašenju, zlasti v kombinaciji z borom in niobom. Vendar je Mo močan BCC stabilizator in tako dvigne DBTT. Prebiten Mo pripomore k nastanku razpokanja v hladnem pri varjenju in tudi navadno poslabša žilavost jekla in HAZ, tako daje prednostno maksimalno okoli 0,8 mas.%, kadar dodamo Mo. Bolj prednostno vsebuje jeklo, kadar dodamo Mo, vsaj okoli 0,1 mas.% Mo in ne več kot okoli 0,3 mas.% Mo.
Krom (Cr) navadno poveča kaljivost jekla pri direktnem gašenju. Cr tudi izboljša korozijsko odpornost in odpornost proti razpokanju zaradi vodika (HIC). Podobno kot Mo prebiten Cr navadno povzroči razpokanje v hladnem pri varjenjih in navadno poslabša žilavost jekla in njegove HAZ, tako da je pri dodatku Cr prednostno maksimalno okoli 1 mas.% Cr. Bolj prednostno je pri dodatku Cr vsebnost Cr okoli 0,2 mas.% do okoli 0,6 mas.%.
Nikelj (Ni) je pomemeben legimi dodatek jeklom v smislu predloženega izuma, da dobimo želeno DBTT, zlasti v HAZ. Je eden najmočnejših FCC stabilizatorjev v v
jeklu. Dodatek Ni jeklu poveča prečno drsenje in s tem znižuje DBTT. Čeprav ne do enake stopnje kot dodatki Mn in Mo, dodatek Ni jeklu tudi pospešuje kaljivost in zato enakomernost po debelini v mikrostrukturi in lastnostih v debelih presekih (t.j. debelejši kot okoli 2,5 cm). Za doseganje želene DBTT v varilni HAZ je minimalna vsebnost Ni prednostno okoli 1,0 mas.%, bolj prednostno okoli 1,5 mas.%. Ker je Ni drag legimi element, je vsebnost Ni v jeklu prednostno pod okoli 3,0 mas.%, bolj prednostno pod okoli 2,5 mas.%, bolj prednostno pod okoli 2,0 mas.% in celo bolj prednostno pod okoli 1,8 mas.%, da bistveno minimiziramo ceno jekla.
Baker (Cu) je FCC stabilizator v jeklu in lahko prispeva k znižanju DBTT v majhnih količinah. Cu je tudi ugoden za korozijsko in HIC odpornost. Pri višjih količinah Cu povzroči prekomerno obarjalno kaljenje preko ε-bakrovih oborin. To obarjanje, če ni primemo kontrolirano, lahko zniža žilavost in dvigne DBTT tako v matični plošči kot tudi v HAZ. Višji Cu lahko tudi povzroči nastanek krhkosti med litjem slaba in vročim valjanjem, ki zahteva so-dodatke Ni za ublažitev. Zaradi gornjih razlogov je, kadar Cu dodamo jeklom v smislu predloženega izuma, prednostna gornja meja okoli 1,0 mas.% Cu, celo bolj prednostna paje gornja meja okoli 0,4 mas.%.
Bor (B) lahko v majhnih količinah znatno poveča kaljivost jekla in pospeši tvorbo jeklenih mikrosiruktur letvastega martenzita, nižjega bainita in ferita s preprečevanjem tvorbe gornjega bainita tako v matični plošči kot tudi v grobo zmavi HAZ. Za ta namen je na splošno potrebno vsaj okoli 0,0004 mas.% B. Kadar dodamo bor jeklom v smislu predloženega izuma, je prednostno od okoli 0,0006 mas.% do okoli 0,0020 mas.%, celo bolj prednostna paje gornja meja okoli 0,0010 mas.%. Vetidar ni nujno, da je bor dodatek, če drugo legiranje v jeklu zagotovi primemo kaljivost in želeno mikrostrukturo.
(4) Prednosten sestavek za jeklo, kadar ie potrebna naknadna varilna toplotna obdelava (P WHT)
PWHT normalno izvedemo pri visokih temperaturah, t.j. nad okoli 540°C. Termično izpostavljanje iz PWHT lahko vodi do izgube trdnosti v matični plošči kot tudi v varilni HAZ zaradi zmehčanja mikrostrukture v povezavi z rekuperacijo pod-strukture (t.j. izguba prednosti predelave) in nastanka grobosti cementitnih delcev. Za obvladanje tega kemijo osnovnega jekla, kot je opisano zgoraj, prednostno modificiramo z dodatkom majhne količine vanadija. Vanadij dodamo, da dobimo obarjalno ojačitev s tvorbo finih delcev vanadijevega karbida (VC) v osnovnem jeklu in HAZ po PWHT. Ta ojačitev je zasnovana za bistveno kompenziranje izgube trdnosti po PWHT. Vendar se je treba izogibati prekomerni VC ojačitvi, ker lahko zmanjša žilavost in dvigne DBTT tako v matični plošči kot tudi v njeni HAZ. Zaradi teh razlogov je pri predloženem izumu za V prednostna gornja meja okoli 0,1 mas.%. Spodnja meja je prednostno okoli 0,02 mas.%. Bolj prednostno dodamo jeklu okoli 0,03 mas.% do okoli 0,05 mas.% V.
Ta kombinacija lastnosti jekel v smislu predloženega izuma zagotavlja stroškovno ugodno tehnologijo za določene operacije pri kriogenih temperaturah, npr. skladiščenje in transport naravnega plina pri nizkih temperaturah. Ta nova jekla lahko zagotovijo znatne prihranke pri ceni materiala za uporabe pri kriogenih temperaturah glede na uveljavljena tržna jekla, ki na splošno zahtevajo mnogo višje vsebnosti niklja (do okoli 9 mas.%) in imajo mnogo nižje trdnosti (pod okoli 830 MPa). Kemija in zasnova mikrostrukture se uporabljata za znižanje DBTT in zagotavljata enakomerne mehanske lastnosti po debelini za debeline presekov nad okoli 2,5 cm. Ta nova jekla imajo prednostno vsebnosti niklja pod okoli 3 mas.%, natezno trdnost nad 830 MPa, prednostno nad okoli 860 MPa in bolj prednostno nad okoli 900 MPa, temperature prehoda od kovnega do krhkega (DBTT) pod okoli -73°C in nudijo odlično žilavost pri DBTT. Ta nova jekla imajo lahko natezno trdnost nad okoli 930 MPa ali nad okoli 965 MPa ali nad okoli 1000 MPa. Vsebnost niklja v teh jeklih lahko povečamo nad okoli 3 mas.%, če je želeno, da izboljšamo obnašanje po varjenju. Za vsak 1 mas.% dodatka niklja pričakujemo, da zmanjša DBTT jekla za okoli 10°C. Vsebnost niklja je prednostno pod 9 mas.%, bolj prednostno pod okoli 6 mas.%. Vsebnost niklja prednostno minimiziramo, da minimiziramo ceno jekla.
Čeprav smo gornji izum opisali z eno ali več prednostnimi izvedbami, je treba razumeti, da lahko naredimo druge modifikacije, ne da bi se oddaljili od obsega izuma, ki je naveden v sledečih zahtevkih.
Slovar izrazov
Aci transformacijska temperatura:
Ac3 transformacijska temperatura:
Al2O3:
Ari transformacijska temperatura:
Ar3 transformacijska temperatura:
BCC:
bistveno:
CRSS (kritična razločitvena napetost):
FCC:
gašenje:
DBTT (temperatura prehoda od kovnega do krhkega):
temperatura, pri kateri se začne austenit tvoriti med segrevanjem; temperatura, pri kateri se transformacija ferita v austenit konča med segrevanjem; aluminijev oksid;
temperatura, pri kateri se transformacija austenita v ferit ali v ferit plus cementit konča med hlajenjem;
temperatura, pri kateri se začne austenit pretvarjati v ferit med hlajenjem; prostorsko centriran kubičen; v bistvu 100 vol.%;
strižna intrinzična lastnost jekla, občutljiva na lahkoto, s katero lahko dislokacije prečno drsijo pri deformaciji, t.j. jeklo, pri katerem je prečno drsenje lažje, bo tudi imelo nizko CRSS in zato nizko DBTT; opisuje oba režima prelomov v konstrukcijskih jeklih; pri temperaturah pod DBTT večkrat pride do odpovedi zaradi nizko energijskega razkolnega (krhkega) preloma, medtem ko pri temperaturah nad DBTT večkrat pride do odpovedi zaradi visoko energijskega kovnega preloma;
ploskovno centriran kubičen; kot se uporablja pri opisu predloženega
HAZ:
HIC:
HSLA:
hitrost hlajenja:
interkritično ponovno segreto:
interkritično temperaturno območje:
kriogena temperatura:
MA:
Ms transformacijska temperatura:
meja zrna:
natezna trdnost:
nizko legirano jeklo:
izuma, pospešeno hlajenje na katerikoli način, pri čemer uporabimo tekočino, izbrano zaradi njene tendence, da poveča hitrost hlajenja jekla, v nasprotju z zračnim hlajenjem;
cona, prizadeta s toploto;
razpokanje zaradi vodika;
nizko legiran z visokimi trdnostmi; hitrost hlajenja v sredini ali v bistvu v sredini debeline plošče;
segreto (ali ponovno segreto) na temperaturo od okoli Aci transformacijske temperature do okoli Ac3 transformacijske temperature;
od okoli Aci transformacijske temperature do okoli Ac3 transformacijske temperature pri segrevanju; in od okoli Ar3 transformacijske temperature do okoli Ari transformacijske temperature pri hlajenju; katerakoli temperatura pod okoli -40°C; martenzit-austenit;
temperatura, pri kateri se začne med hlajenjem transformacija austenita v martenzit;
ozka cona v kovini, ki ustreza prehodu iz ene kristalografske orientacije v drugo, pri čemer loči eno zrno od drugega; pri nateznem testiranju razmerje maksimalne obremenitve proti originalni površini prečnega preseka;
jeklo, ki vsebuje železo in pod okoli 10 mas.% skupnih legirnih dodatkov;
povprečna drsna razdalja: predhodna velikost zrn austenita:
pretežno:
Sv:
slab:
TiC:
TiN:
TMCP:
Tnr temperatura:
temperatura po ustavitvi gašenja (QST) varjenje z nizkim vnosom toplote:
velikokotna meja ali fazna meja:
velikokotna meja zrna:
zrno:
efektivna velikost zrna;
povprečna velikost austenitnih zrn v vroče valjani jekleni plošči pred valjanjem v temperaturnem območju, v katerem austenit ne rekristalizira;
kot se uporablja pri opisu predloženega izuma, pomeni vsaj okoli 50 vol.%; celotna medploskovna površina velikokotnih meja na enotski volumen v jekleni plošči;
kos jekla kakršnihkoli dimenzij; titanov karbid; titanov nitrid;
termo-mehanična kontrolirana predelava z valjanjem;
temperatura, pod katero austenit ne rekristalizira;
najvišja ali v bistvu najvišja temperatura, dosežena na površini plošče po ustavitvi gašenja zaradi toplote, ki se prenese iz sredinske debeline plošče;
varjenje z ločnimi energijami do okoli 2,5 kJ/mm;
meja ali fazna meja, ki se efektivno obnaša kot velikokotna meja zrna, t.j. teži k temu, da spelje vstran razširjajočo se razpoko ali prelom in tako povzroči zakrivljenost na poti preloma; meja zrna, ki loči dve sosednji zrni, katerih kristalografski orientaciji se razlikujeta za več kot okoli 8°; in posamezen kristal v polikristalnem materialu.
Za
ExxonMobil Upstream Research Company:

Claims (22)

  1. PATENTNI ZAHTEVKI
    1. Postopek za pripravo dualne jeklene plošče z DBTT pod okoli -73 °C tako v jekleni plošči kot tudi v njeni HAZ in z mikrostrukturo, ki obsega okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% prve faze bistveno ferita in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi, označen s tem, da obsega naslednje stopnje, kot so:
    (a) segrevanje jeklenega slaba do temperature ponovnega segrevanja, (i) ki je zadosti visoka, da se v bistvu homogenizira jekleni slab, in se raztopijo v bistvu vsi karbidi in karbonitridi nioba in vanadija v jeklenem slabu, in da (ii) je dovolj nizka, da se dobijo fina začetna austenitna zma v jeklenem slabu;
    (b) reduciranje jeklenega slaba, da nastane jeklena plošča v enem ali več prehodih vročega valjanja v prvem temperaturnem območju, v katerem austenit rekristalizira;
    (c) nadaljnje reduciranje jeklene plošče v enem ali več prehodih vročega valjanja v drugem temperaturnem območju pod okoli Tnr temperaturo in nad okoli Ar3 transformacijsko temperaturo;
    (d) nadaljnje reduciranje jeklene plošče v enem ali več prehodih vročega valjanja v tretjem temperaturnem območju med okoli Ar3 transformacijsko temperaturo in okoli Ari transformacijsko temperaturo;
    (e) gašenje jeklene plošče pri hitrosti hlajenja od okoli 10°C na sekundo do okoli 40°C na sekundo do temperature po ustavitvi gašenja pod okoli Ms transformacijsko temperaturo plus 200°C; in (f) ustavitev gašenja, da olajšamo pretvorbo mikrostrukture jeklene plošče do okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% prve faze ferita in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi.
  2. 2. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da je temperatura ponovnega segrevanja stopnje (a) med okoli 955°C in okoli 1065°C.
  3. 3. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da imajo fina začetna austenitna zrna stopnje (a) velikost zrn pod okoli 120 pm.
  4. 4. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da pride do redukcije v debelini jeklenega slaba okoli 30% do okoli 70% v stopnji (b).
  5. 5. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da pride do redukcije v debelini jeklene plošče okoli 40% do okoli 80% v stopnji (c).
  6. 6. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da pride do redukcije v debelini jeklene plošče okoli 15% do okoh 50% v stopnji (d).
  7. 7. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da nadalje obsega stopnjo, pri kateri pustimo jekleno ploščo, da se zračno ohladi do sobne temperature po ustavitvi gašenja v stopnji (f).
  8. 8. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da jekleni slab stopnje (a) dodatno obsega železo in naslednje legime elemente v navedenih mas. odstotkih:
    okoli 0,04% do okoli 0,12% C, vsaj okoli 1% Ni do pod okoli 9% Ni, okoli 0,02% do okoli 0,1% Nb, okoli 0,008% do okoli 0,03% Ti, okoli 0,001% do okoli 0,05% Al in okoli 0,002% do okoli 0,005% N.
  9. 9. Postopek po zahtevku 8, označen s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 6 mas.% Ni.
  10. 10. Postopek po zahtevku 8, označen s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 3 mas.% Ni in dodatno obsega okoli 0,5 mas.% do okoli 2,5 mas.% Mn.
  11. 11. Postopek po zahtevku 8, označen s tem, da jekleni slab nadalje obsega vsaj en dodatek, izbran iz skupine ki obstoji iz (i) do okoli 1,0 mas.% Cr, (ii) do okoli 0,8 mas.% Mo, (iii) do okoli 0,5 % Si, (iv) okoli 0,02 mas.% do okoli 0,10 mas.% V in (v) okoli 0,1 mas.% do okoli 1,0 mas.% Cu in do okoli 2,5 mas.% Mn.
  12. 12. Postopek po zahtevku 8, označen s tem, da jekleni slab nadalje obsega okoli 0,0004 mas.% do okoli 0,0020 mas.% B.
  13. 13. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da ima po stopnji (f) jeklena plošča natezno trdnost nad 830 MPa.
  14. 14. Postopek po zahtevku 1, označen s tem, da obsega prva faza okoli 10 vol.% do okoli 40 vol.% deformiranega ferita.
  15. 15. Dualna jeklena plošča z mikrostrukturo, ki obsega okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% prve faze bistveno ferita in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi, z natezno trdnostjo nad 830 MPa in DBTT pod okoli -73°C tako v jekleni plošči kot tudi v njeni HAZ, pri čemer jekleno ploščo proizvedemo iz ponovno segretega jeklenega slaba, ki obsega železo in naslednje legirne elemente v navedenih mas. odstotkih:
    okoli 0,04% do okoli 0,12% C, vsaj okoli 1% Ni do pod okoli 9% Ni, okoli 0,02% do okoli 0,1% Nb, okoli 0,008% do okoli 0,03% Ti, okoli 0,001% do okoli 0,05% Al in okoli 0,002% do okoli 0,005% N.
  16. 16. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 6 mas.% Ni.
  17. 17. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da jekleni slab obsega pod okoli 3 mas.% Ni in dodatno obsega okoli 0,5 mas.% do okoli 2,5 mas.% Mn.
  18. 18. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da nadalje obsega vsaj en dodatek, izbran iz skupine ki obstoji iz (i) do okoli 1,0 mas.% Cr, (ii) do okoli 0,8 mas.% Mo, (iii) do okoli 0,5 % Si, (iv) okoli 0,02 mas.% do okoli 0,10 mas.% V, (v) okoli 0,1 mas.% do okoli 1,0 mas.% Cu in (vi) do okoli 2,5 mas.% Mn.
  19. 19. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da nadalje obsega okoli 0,0004 mas.% do okoli 0,0020 mas.% B.
  20. 20. Jeklena plošča po zahtevku 15, označena s tem, da mikrostrukturo optimiramo, da bistveno maksimiramo zakrivljenost na poti razpoke, s termo-mehanično kontrolirano predelavo z valjanjem, ki zagotavlja množico velikokotnih faznih mej med prvo fazo bistveno ferita in drugo fazo pretežno fino zmavega letvstega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi.
  21. 21. Postopek za povečanje odpornosti proti razširjanju razpoke jeklene plošče, ki obsega vsaj okoli 1 mas.% Ni do pod okoli 9 mas.% Ni, označen s tem, da predelamo jekleno ploščo, da dobimo mikrostrukturo, ki obsega okoli 10 vol. % do okoli 40 vol.% prve faze bistveno ferita in okoli 60 vol.% do okoli 90 vol.% druge faze pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi, pri čemer mikrostrukturo optimiramo, da bistveno maksimiramo zakrivljenost na poti razpoke, s termo-mehanično kontrolirano predelavo z valjanjem, ki zagotavlja množico velikokotnih faznih mej med prvo fazo bistveno ferita in drugo fazo pretežno fino zmavega letvastega martenzita, fino zmavega nižjega bainita ali njihovih zmesi.
  22. 22. Postopek po zahtevku 21, označen s tem, da odpornost proti razširjanju razpoke jeklene plošče nadalje povečamo ter odpornost proti razširjanju razpoke HAZ jeklene plošče pri valjenju povečamo z dodatkom vsaj okoli 1,0 mas.% Ni in s tem, da bistveno minimiziramo dodatek BCC stabilizimih elementov.
SI9820086A 1997-12-19 1998-06-18 Dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah SI20277A (sl)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US6881697P 1997-12-19 1997-12-19
PCT/US1998/012701 WO1999032671A1 (en) 1997-12-19 1998-06-18 Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness

Publications (1)

Publication Number Publication Date
SI20277A true SI20277A (sl) 2000-12-31

Family

ID=22084874

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
SI9820086A SI20277A (sl) 1997-12-19 1998-06-18 Dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah

Country Status (42)

Country Link
US (1) US6066212A (sl)
EP (1) EP1040205A4 (sl)
JP (1) JP2001527154A (sl)
KR (1) KR100374437B1 (sl)
CN (1) CN1098359C (sl)
AR (1) AR013110A1 (sl)
AT (1) AT409388B (sl)
AU (1) AU741006B2 (sl)
BG (1) BG104623A (sl)
BR (1) BR9813690A (sl)
CA (1) CA2315086C (sl)
CH (1) CH694098A5 (sl)
CO (1) CO5040183A1 (sl)
DE (1) DE19882881T1 (sl)
DK (1) DK200000937A (sl)
DZ (1) DZ2531A1 (sl)
ES (1) ES2181565B2 (sl)
FI (1) FI112381B (sl)
GB (1) GB2347684B (sl)
GC (1) GC0000037A (sl)
GE (1) GEP20043272B (sl)
HR (1) HRP980344B1 (sl)
HU (1) HUP0101159A3 (sl)
ID (1) ID26843A (sl)
IL (1) IL136844A (sl)
MY (1) MY114596A (sl)
NO (1) NO20003173L (sl)
NZ (1) NZ505335A (sl)
OA (1) OA11425A (sl)
PE (1) PE89499A1 (sl)
PL (1) PL341755A1 (sl)
RU (1) RU2216599C2 (sl)
SE (1) SE517697C2 (sl)
SI (1) SI20277A (sl)
SK (1) SK8742000A3 (sl)
TN (1) TNSN98101A1 (sl)
TR (1) TR200001855T2 (sl)
TW (1) TW459053B (sl)
UA (1) UA59426C2 (sl)
WO (1) WO1999032671A1 (sl)
YU (1) YU37700A (sl)
ZA (1) ZA985320B (sl)

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2230396C (en) * 1997-02-25 2001-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
DZ2527A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques.
FR2781506B1 (fr) * 1998-07-21 2000-08-25 Creusot Loire Procede et acier pour la fabrication d'une enceinte chaudronnee travaillant en presence d'hydrogene sulfure
US6739333B1 (en) * 1999-05-26 2004-05-25 Boehringer Ingelheim Pharma Kg Stainless steel canister for propellant-driven metering aerosols
US6315946B1 (en) * 1999-10-21 2001-11-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Ultra low carbon bainitic weathering steel
CN1146672C (zh) * 2000-09-12 2004-04-21 日本钢管株式会社 超高强度冷轧钢板及其制造方法
US6669789B1 (en) 2001-08-31 2003-12-30 Nucor Corporation Method for producing titanium-bearing microalloyed high-strength low-alloy steel
ITRM20010678A1 (it) * 2001-11-15 2003-05-15 Acciai Speciali Terni Spa Procedimento per la ricristallizzazione in linea di nastri grezzi di solidificazione in acciai al carbonio e in acciai basso legati e nastri
JP2005525509A (ja) 2001-11-27 2005-08-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 天然ガス車両のためのｃｎｇ貯蔵及び送出システム
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
US6746548B2 (en) * 2001-12-14 2004-06-08 Mmfx Technologies Corporation Triple-phase nano-composite steels
FR2840832B1 (fr) 2002-06-14 2004-07-23 Air Liquide Utilisation de melanges gazeux helium/azote en soudage laser de flancs raboutes
US20060152344A1 (en) * 2002-12-07 2006-07-13 Mowery Richard A Jr Powerline Communication Network Handoff
CN100348763C (zh) * 2004-03-08 2007-11-14 大连荣创科技发展有限公司 相变电阻扩散焊制造无碳化物偏析高合金莱氏体钢的方法
CN100392135C (zh) * 2005-06-30 2008-06-04 宝山钢铁股份有限公司 超高强带钢及其生产方法
CA2627171A1 (en) 2005-10-24 2007-05-03 Narasimha-Rao V. Bangaru High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
DE102006001198A1 (de) * 2006-01-10 2007-07-12 Sms Demag Ag Verfahren und Vorrichtung zur Einstellung gezielter Eigenschaftskombinationen bei Mehrphasenstählen
EP2089556B1 (en) * 2006-10-06 2019-05-01 JFE Steel Corporation Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance
CN101255528B (zh) * 2007-02-26 2010-12-01 宝山钢铁股份有限公司 超低温韧性优异的含铌钢板及其轧制方法
US20090301613A1 (en) * 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
KR101090663B1 (ko) * 2008-03-27 2011-12-07 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
EP2310544B1 (en) * 2008-07-11 2018-10-17 Aktiebolaget SKF A method for manufacturing a bearing component
JP5712484B2 (ja) * 2008-12-26 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法。
DE102010020886B4 (de) * 2010-03-01 2012-09-06 Mt Aerospace Ag Druckbehälter für kryogene Flüssigkeiten
CN101880823A (zh) * 2010-07-05 2010-11-10 北京科技大学 一种热轧铌微合金化多相钢及其制备方法
CN101974722A (zh) * 2010-10-29 2011-02-16 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 一种用于制造混凝土搅拌车罐体的钢板及生产方法
FI20115702L (fi) 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
KR101614230B1 (ko) 2011-09-30 2016-04-20 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법
WO2013089156A1 (ja) * 2011-12-15 2013-06-20 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
KR101603461B1 (ko) * 2011-12-28 2016-03-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관, 고강도 강판 및 상기 강판의 제조 방법
ES2644357T3 (es) * 2012-09-26 2017-11-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero de fase dual y procedimiento para la producción de la misma
KR101657827B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
KR102138989B1 (ko) * 2016-01-29 2020-07-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법
WO2017163098A1 (fr) 2016-03-25 2017-09-28 Arcelormittal Procede de fabrication de toles d'aciers laminees a froid et soudees, et toles ainsi produites
JP6822489B2 (ja) 2017-01-31 2021-01-27 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2018179839A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
CN107385326B (zh) * 2017-06-27 2019-06-04 南京钢铁股份有限公司 一种超细晶粒宽厚管线钢板的生产工艺
JP6879378B2 (ja) * 2017-10-30 2021-06-02 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
RU2686758C1 (ru) * 2018-04-02 2019-04-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Конструкционная криогенная сталь и способ ее получения
CN110643800A (zh) * 2019-10-22 2020-01-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种1200MPa级热轧高强双相钢板及其制造方法
CN112824551A (zh) * 2019-11-21 2021-05-21 上海梅山钢铁股份有限公司 一种轴瓦用钢背铝基复合板的钢质基板及制造方法
CN112647021B (zh) * 2020-12-09 2021-10-15 上海电气上重铸锻有限公司 超低温工程紧固件用高强度9%Ni钢及其制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5421917A (en) * 1977-07-20 1979-02-19 Nippon Kokan Kk <Nkk> Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness
DE3432337A1 (de) * 1984-09-03 1986-03-13 Hoesch Stahl AG, 4600 Dortmund Verfahren zur herstellung eines stahles und dessen verwendung
JP3550726B2 (ja) * 1994-06-03 2004-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法
US5545270A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
US5545269A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
US5531842A (en) * 1994-12-06 1996-07-02 Exxon Research And Engineering Company Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219)
US5900075A (en) * 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
JPH08176659A (ja) * 1994-12-20 1996-07-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 低降伏比高張力鋼の製造方法
AU680590B2 (en) * 1995-01-26 1997-07-31 Nippon Steel Corporation Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness
DE69607702T2 (de) * 1995-02-03 2000-11-23 Nippon Steel Corp Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit
JP3314295B2 (ja) * 1995-04-26 2002-08-12 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
GEP20043272B (en) 2004-06-25
SE0002246D0 (sv) 2000-06-16
ZA985320B (en) 1999-12-20
GB2347684A (en) 2000-09-13
EP1040205A1 (en) 2000-10-04
GB2347684B (en) 2001-10-03
CA2315086C (en) 2004-04-06
GC0000037A (en) 2004-06-30
HRP980344B1 (en) 2002-10-31
DZ2531A1 (fr) 2003-02-08
CH694098A5 (de) 2004-07-15
PL341755A1 (en) 2001-05-07
US6066212A (en) 2000-05-23
CN1098359C (zh) 2003-01-08
TW459053B (en) 2001-10-11
FI20001441A (fi) 2000-06-16
FI112381B (fi) 2003-11-28
BG104623A (en) 2001-03-30
WO1999032671A1 (en) 1999-07-01
MY114596A (en) 2002-11-30
TR200001855T2 (tr) 2001-01-22
DK200000937A (da) 2000-06-16
JP2001527154A (ja) 2001-12-25
KR20010024754A (ko) 2001-03-26
IL136844A0 (en) 2001-06-14
HUP0101159A2 (hu) 2001-08-28
DE19882881T1 (de) 2001-07-12
UA59426C2 (uk) 2003-09-15
CA2315086A1 (en) 1999-07-01
SE0002246L (sv) 2000-06-16
IL136844A (en) 2004-06-01
CO5040183A1 (es) 2001-05-29
EP1040205A4 (en) 2004-04-14
AU741006B2 (en) 2001-11-22
BR9813690A (pt) 2000-10-10
ID26843A (id) 2001-02-15
OA11425A (en) 2004-04-21
SK8742000A3 (en) 2001-01-18
RU2216599C2 (ru) 2003-11-20
NO20003173L (no) 2000-08-21
KR100374437B1 (ko) 2003-03-04
CN1306582A (zh) 2001-08-01
TNSN98101A1 (fr) 2000-12-29
ES2181565B2 (es) 2004-04-01
NO20003173D0 (no) 2000-06-19
ES2181565A1 (es) 2003-02-16
SE517697C2 (sv) 2002-07-02
PE89499A1 (es) 1999-10-11
ATA915598A (de) 2001-12-15
GB0013635D0 (en) 2000-07-26
AU8151098A (en) 1999-07-12
HRP980344A2 (en) 1999-08-31
HUP0101159A3 (en) 2001-10-29
NZ505335A (en) 2002-04-26
AR013110A1 (es) 2000-12-13
YU37700A (sh) 2002-11-15
AT409388B (de) 2002-07-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
SI20277A (sl) Dualna jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
AU739791B2 (en) Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
US6159312A (en) Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
AU761309B2 (en) Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
SI20278A (sl) Jekla z ultra visokimi trdnostmi in odlično žilavostjo pri kriogenih temperaturah
WO2000039352A2 (en) Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness
CZ20002140A3 (cs) Ultravysoce pevné vyzrálé oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot
CZ20002141A3 (cs) Ultravysoce pevné dvoufázové oceli s vynikající houževnatostí za kryogenních teplot
MXPA00005795A (en) Ultra-high strength dual phase steels with excellent cryogenic temperature toughness

Legal Events

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

Effective date: 20060404