SK8682000A3 - Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness - Google Patents

Abstract

An ultra-high strength, weldable, low alloy steel, containing less than 9 wt.% nickel, with excellent cryogenic temperature toughness in the base plate and in the heat affected zone (HAZ) when welded, having a tensile strength greater than 830 MPa (120 ksi) and a microstructure comprising predominantly fine-grained lath martensite and/or fine-grained lower bainite, is prepared by heating a steel slab comprising iron and some or all of the additives carbon, manganese, nickel, nitrogen, copper, chrominum, molybdenum, silicon, niobium, vanadium, titanium, aluminum, and boron; reducing the slab to form plate in one or more passes in a temperature range in which austenite recrystallizes; finish rolling the plate in one or more passes in a temperature range below the austenite recrystallization temperature and above the Ar3 transformation temperature; quenching the finish rolled plate (10''') to at a suitable Quench Stop temperature; stopping the quenching; and tempering the plate (10''') at a suitable temperature for a period of time sufficient to cause precipitation of hardening particles.

Description

Tento vynález sa týka extrémne pevných, zvárateľných dosiek z nízko legovanej ocele s vynikajúcou odolnosťou voči kryogénnej teplote ako v základnej doske, tak i teplom ovplyvnenej zóne (HAZ) po zváraní. Ďalej sa vynález týka spôsobu výroby takých oceľových dosiek .The present invention relates to extremely strong, weldable, low alloy steel plates with excellent cryogenic temperature resistance both in the base plate and in the heat affected zone (HAZ) after welding. Furthermore, the invention relates to a method of manufacturing such steel plates.

Doterajší stav technikyBACKGROUND OF THE INVENTION

V ďalej uvedenom opise sú definované rôzne termíny. Preto bolo vhodné uviesť v tomto dokumente slovník termínov, ktorý je zaradený bezprostredne pred patentovými nárokmi.Various terms are defined in the description below. Therefore, it was desirable to include in this document a glossary of terms immediately preceding the claims.

Často je treba skladovať a dopravovať komprimované prchavé tekutiny pri kryogénnych teplotách, t. j. teplotách pod asi -40 °C (-40 °F). Napríklad sú potrebné kontajnery na skladovanie a dopravu komprimovaného, skvapalneného zemného plynu (PLNG) pri tlaku v širokom rozsahu od asi 1 035 kPa (150 psia) do asi 7 590 kPa (1 100 psia) a pri teplote v rozsahu -123 °C (-190 °F) do asi 62 °C (-80 °F). Sú tiež potrebné kontajnery na bezpečné a hospodárne skladovanie a transport iných prchavých tekutín s vysokým tlakom pary, ako je metán, etán a propán pri kryogénnych teplotách. Pre takéto kontajnery, konštruované zo zváranej ocele, musí mať oceľ primeranú pevnosť na odolanie tlaku tekutiny a musí mať primeranú odolnosť na predchádzanie vzniku lomu, t. j. výskytu trhlín pri prevádzkových podmienkach, ako v základnej oceli, tak i v HAZ.Often, compressed volatile fluids need to be stored and transported at cryogenic temperatures, i. j. temperatures below about -40 ° C (-40 ° F). For example, containers are needed to store and transport compressed, liquefied natural gas (PLNG) at a wide pressure range of about 1505 kPa (150 psia) to about 1100 psia (7 590 kPa) and at a temperature of -123 ° C ( -190 ° F) to about 62 ° C (-80 ° F). Containers are also needed for the safe and economical storage and transport of other volatile liquids with high vapor pressure such as methane, ethane and propane at cryogenic temperatures. For such containers constructed of welded steel, the steel must have adequate strength to withstand fluid pressure and must have adequate resistance to fracture prevention, i. j. the occurrence of cracks under operating conditions in both base steel and HAZ.

Ductile to Brittle Transition Temperature (DBTT) opisuje detailne dva režimy lomov v štrukturálnych oceliach; pri teplotách pod DBTT dochádza k poškodeniu nízko-energetickým Stepným (krehkým) lomom, zatiaľ čo pri teplotách nad DBTT dochádza k poškodeniam vysoko-energetickým kujným lomom. Zvárané ocele používané v konštrukcii skladovacích a transportných kontajnerov na vyššie uvedené aplikácie pri kryogénnej teplote a na iné služby zaťažené kryogénnymi teplotami musia mať DBTT dosť hlboko pod prevádzkovou teplotou ako v základnej oceli, tak i v HAZ, aby sa predišlo poškodeniu nízko-energetickým stepným lomom.Ductile to Brittle Transition Temperature (DBTT) describes in detail two fracture modes in structural steels; at temperatures below DBTT, damage occurs by low-energy Stepping (brittle) fracture, while at temperatures above DBTT, damage occurs by high-energy ductile fracture. Welded steels used in the construction of storage and transport containers for the above cryogenic temperature applications and for other cryogenic temperature loads must have a DBTT well below the operating temperature of both the base steel and the HAZ to avoid damage by the low-energy stepping quarry.

Ocele obsahujúce nikel, konvenčné používané na štrukturálne aplikácie pri kryogénnej teplote, napr. ocele s obsahom nikla väčším než 3 hmotn. % majú nízke DBTT, ale tiež majú relatívne nízke pevnosti v ťahu. Typicky, komerčne dostupné ocele s obsahom niklu 3,5 hmotn. %, 5,5 hmotn. % a 9 hmotn. % majú DBTT okolo -100 °C (-150 °F), -155 °C (-250 °C) a -175 °C (-280 °C) v uvedenom poradí, a pevnosti v ťahu od asi 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) a 830 MPa (120 ksi) v uvedenom poradí. S cieľom dosiahnuť tieto kombinácie pevností a odolností, prejdú tieto ocele všeobecne nákladným spracovaním, napr. spracovaním dvojitým vyžíhaním. V prípade aplikácií pri.kryogénnej teplote sa v priemysle v súčasnej, dobe používajú tieto komerčné, nikel obsahujúce ocele pre ich dobrú odolnosť voči nízkym teplotám, avšak pri konštrukcii sa musí, prihfiadať na ich pomerne nízke pevnosti v ťahu. Konštrukcie vyžadujú obvykle neprimeranú hrúbku ocele pre aplikácie so zaťažením kryogénnou teplotou. Teda použitie týchto nikel obsahujúcich ocelí v aplikáciách so zaťažením kryogénnou teplotou vedie k vyšším nákladom z dôvodu vysokej ceny ocele v kombinácii s potrebnou hrúbkou ocele.Nickel-containing steels, conventionally used for structural applications at cryogenic temperature, e.g. steel with a nickel content of more than 3 wt. % have low DBTT but also have relatively low tensile strengths. Typically, commercially available steels with a nickel content of 3.5 wt. %, 5.5 wt. % and 9 wt. % have DBTTs of about -100 ° C (-150 ° F), -155 ° C (-250 ° C), and -175 ° C (-280 ° C), respectively, and tensile strengths of about 485 MPa (70 ° C). ksi), 620 MPa (90 ksi), and 830 MPa (120 ksi), respectively. In order to achieve these combinations of strengths and durability, these steels will generally undergo costly processing, e.g. double annealing treatment. In the case of cryogenic temperature applications, these commercial nickel-containing steels are currently used in industry for their good low temperature resistance, but their design must take into account their relatively low tensile strengths. The designs usually require a disproportionate thickness of the steel for cryogenic temperature load applications. Thus, the use of these nickel-containing steels in cryogenic load applications leads to higher costs due to the high cost of the steel in combination with the required steel thickness.

Na druhej strane, niektoré komerčne dostupné, bežne používané, nízko legované HSLA ocele s nízkym a stredným obsahom uhlíka, napr. ocele AISI 4320 alebo 4330, majú potenciálne vyššie pevnosti v ťahu (napr. vyššie než asi 830 MPa (120 ksi)) a nižšie náklady, ale tiež majú všeobecne relatívne vysoké DBTT a hlavne vo zváranej teplom ovplyvnenej zóne (HAZ). Obvykle sa má zvárateľnosť týchto ocelí a ich odolnosť voči nízkym teplotám tendenciu znížiť, ak sa pevnosti v ťahu zvýšia. Je to z toho dôvodu, že v súčasnej dobe komerčne dostupné, bežne používané HSLA ocele nie sú všeobecne zamýšľané na aplikácie pri kryogénnej teplote. Vysoká DBTT teplom ovplyvnenej zóny (HAZ) v týchto oceliach je obvykle spôsobená vytváraním nežiaducich mikroštruktúr vznikajúcich zo zváracích tepelných cyklov v hrubozrnných a interkri ticky znovu-ohriatych HAZ, t. j. HAZ zohriate na teplotu od asi transformačnej teploty Aci do asi transformačnej teploty Ac₃. (Pozri Slovník pre definície transformačných teplôt Acj a Ac₃.) DBTT sa viditeľne zvýši so zväčšujúcou sa veľkosťou zrna a krehkosťou mikroštrukturáinych zložiek, takých ako marzenit-austenit (MA), v HAZ. Napríklad DBTT pre HAZ v bežne používanej HSLA oceli, X100 potrubie na prívod ropy a plynu, je vyššia než asi -50 °C (-60 °F).On the other hand, some commercially available, commonly used, low-alloy, low and medium carbon HSLA steels, e.g. AISI 4320 or 4330 steels have potentially higher tensile strengths (e.g., greater than about 830 MPa (120 ksi)) and lower costs, but also generally have a relatively high DBTT and especially in the welded heat affected zone (HAZ). Typically, the weldability of these steels and their low temperature resistance tend to decrease as tensile strengths increase. This is because currently commercially available, commonly used HSLA steels are not generally intended for cryogenic temperature applications. The high DBTT of the heat-affected zone (HAZ) in these steels is usually due to the formation of undesired microstructures arising from the welding thermal cycles in coarse and intercritically re-heated HAZ, i.e., HAZ heated to a temperature from about transformation temperature Aci to about transformation temperature Ac ₃ . (See Glossary for Definitions of Acj and Ac ₃ Transformation Temperatures.) DBTT visibly increases with increasing grain size and brittleness of microstructured components such as marzenite-austenite (MA) in HAZ. For example, the DBTT for HAZ in commonly used HSLA steel, the X100 oil and gas supply pipe, is higher than about -50 ° C (-60 ° F).

Existujú významné podnety v skladovaní energie a transportných sektoroch na vývoj nových ocelí, ktoré spájajú vlastnosti odolnosti voči nízkym teplotám vyššie uvedených komerčných, nikel obsahujúcich ocelí s vlastnosťami vysokej pevnosti a nízkej ceny pripisovanými HSLA oceliam, pričom ale tiež vykazujú vynikajúcu zvárateľnosť a žiadanú spôsobilosť v reze hrúbkou, t. j. v podstate rovnomernú mikroštruktúru a vlastnosti (napr. pevnosť a odolnosť) v hrúbkach väčších než asi 2,5 cm (1 palec).There are significant incentives in the energy storage and transport sectors to develop new steels which combine the low temperature resistance properties of the above commercial nickel-containing steels with the high strength and low cost properties attributed to HSLA steels, but also exhibit excellent weldability and desirable cut capability. thickness, i.e. j. a substantially uniform microstructure and properties (e.g., strength and resistance) in thicknesses greater than about 2.5 cm (1 inch).

V nekryogénnych aplikáciách bežne používané, komerčne najdostupnejšie HSLA ocele s nízkym a stredným obsahom uhlíka vďaka ich relatívne nízkej odolnosti pri vysokých pevnostiach sú buď navrhnuté pri zlomku ich pevností alebo alternatívne vyrábané s nižšími pevnosťami na dosiahnutie prijateľnej odolnosti. V inžinierskych aplikáciách vedie tento prístup ku zvýšeniu hrúbky v reze, a preto k vyšším hmotnostiam komponentov a v konečnom dôsledku k vyšším nákladom, než v prípade, kedy by sa mohol plne využiť potenciál vysokej pevnosti HSLA ocelí. V niektorých kritických aplikáciách, ako pri náradí pre vysoké výkony, sa používajú ocele obsahujúce viac než asi 3 % niklu (ako AIS1 48XX, SAE 93XX atď.) na udržanie dostatočnej odolnosti. Tento prístup vedie k podstatne vyšším nákladom na dosiahnutie lepšej pevnosti HSLA ocelí. Dodatočný problém, s ktorým sa stretáva použitie štandardných komerčných HSLA ocelí je vodíkové štepenie (krakovanie), ku ktorému dochádza v teplom ovplyvnenej zóne (HAZ), predovšetkým, keď sa pri zváraní použije nízky tepelný príkon.In non-cryogenic applications, the commercially available low- and medium-carbon HSLA steels, due to their relatively low resistance at high strengths, are either commercially available at a fraction of their strength or alternatively manufactured at lower strengths to achieve acceptable resistance. In engineering applications, this approach leads to increased cross-sectional thickness, and therefore to higher component weights and ultimately to higher costs than if the high strength potential of HSLA steels could be fully exploited. In some critical applications, such as high performance tools, steels containing more than about 3% nickel (such as AIS1 48XX, SAE 93XX, etc.) are used to maintain sufficient resistance. This approach leads to significantly higher costs to achieve better strength of HSLA steels. An additional problem encountered in the use of standard commercial HSLA steels is the hydrogen cracking, which occurs in the heat affected zone (HAZ), especially when low heat input is used in welding.

Sú značné ekonomické podnety a určitá technická potreba za nízke náklady zlepšiť odolnosť pri vysokých a extrémne vysokých pevnostiach u nízko legovaných ocelí. Predovšetkým je potrebné, aby ocele s rozumne stanovenými cenami mali extrémne vysokú pevnosť, napr. pevnosť v ťahu vyššiu než 830There are considerable economic incentives and a certain technical need at low cost to improve the resistance to high and extremely high strengths of low alloy steels. In particular, reasonably priced steels need extremely high strength, e.g. Tensile strength exceeding 830

MPa (120 ksi) a vynikajúcu odolnosť voči kryogénnej teplote, napr. DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F), ako v základnej doske, tak i v HAZ, na použitie v komerčných aplikáciách pri kryogénnej teplote.MPa (120 ksi) and excellent cryogenic temperature resistance, e.g. DBTT of less than about -73 ° C (-100 ° F), both in the motherboard and in the HAZ, for use in commercial cryogenic temperature applications.

Predmetom tohto vynálezu je zlepšenie technológie bežne používaných, vysoko pevných, nízko legovaných ocelí pre aplikovateľnosť pri kryogénnych teplotách v troch kľúčových oblastiach: (i) zníženie DBTT na nižšiu hodnotu než asi -73 °C (-100 °F), ako v základnej doske, tak i vo zváranej HAZ, (ii) dosiahnutie pevnosti v ťahu vyššej než 830 MPa (120 ksi), a (iii) zaistenie lepšej zvárateľnosti. Ďalším predmetom tohto vynálezu je dosiahnuť vyššie uvedené HSLA ocele s v podstate rovnomernými mikroštruktúrami v priebehu hrúbky a vlastnosťami hrúbky väčšej než asi 2,5 cm (1 palec) pri využití komerčne bežných dostupných prevádzkových techník, takže by použitie týchto ocelí v komerčných procesoch pri kryogénnej teplote bolo ekonomicky uskutočniteľné.It is an object of the present invention to improve the technology of commonly used, high strength, low alloy steels for cryogenic temperature applicability in three key areas: (i) lowering DBTT to less than about -73 ° C (-100 ° F) than in the motherboard (ii) achieving a tensile strength of greater than 830 MPa (120 ksi); and (iii) providing better weldability. It is another object of the present invention to achieve the above HSLA steels with substantially uniform microstructures over thickness and thickness properties greater than about 2.5 cm (1 inch) using commercially available operating techniques so that the use of these steels in commercial cryogenic temperature processes was economically feasible.

Podstata vynálezuSUMMARY OF THE INVENTION

Metodológia prevádzky je zaistená v súhlase s vyššie stanovenými predmetmi tohto vynálezu, pričom plát z nízko legovanej ocele požadovaného chemického zloženia sa znovu-ohrieva na vhodnú teplotu, potom sa za tepla valcuje do tvaru oceľovej dosky a na konci valcovania sa prudko chladí kalením vhodnou tekutinou, napr. vodou, na vhodnú kaliacu stop teplotu (QST), s cieľom zmeny mikroštruktúry ocele výhodne na prevažujúcu jemne zrnitú štruktúru ihlicovitého martenzitu, jemne zrnitú štruktúru nižšieho bainitu alebo ich zmesi a potom temperovaním vo vhodnom teplotnom rozsahu na produkciu mikroštruktúry v temperovanej oceli výhodne zahrnujúcej prevažne jemne zrnitý, ihlicovitý martenzit, jemne zrnitý nižší bainit, alebo ich zmesi alebo výhodnejšie zahrnujúcej v podstate 100 % temperovaného jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu. Ako je použité v opise tohto vynálezu, kalením sa myslí urýchlené chladenie nejakým prostriedkom, pričom sa používa tekutina vybraná pre jej tendenciu zvyšovať rýchlosť chladenia ocele ako protiklad ku chladeniu ocele vzduchom na okolitú teplotu. V jednom uskutočnení tohto vynálezu sa chladí oceľová doska na okolitú teplotu po zastavení kalenia a pred temperovaním.The operating methodology is provided in accordance with the above-mentioned objects of the invention, wherein the low alloy steel sheet of the desired chemical composition is reheated to a suitable temperature, then hot rolled to a steel plate and quenched at the end of rolling by quenching with a suitable fluid. e.g. water, to a suitable quenching stop temperature (QST), in order to change the microstructure of the steel preferably to a predominant fine-grained structure of acicular martensite, a fine-grained structure of lower bainite or mixtures thereof and thereafter tempering in a suitable temperature range to produce a microstructure in granular, acicular martensite, finely granular lower bainite, or mixtures thereof, or more preferably comprising substantially 100% tempered finely granular acicular martensite. As used in the description of the invention, quenching refers to accelerated cooling by any means, using the fluid selected for its tendency to increase the cooling rate of the steel as opposed to cooling the steel to ambient temperature. In one embodiment of the invention, the steel plate is cooled to ambient temperature after quenching and before tempering.

Tiež v súhlase s vyššie stanovenými predmetmi tohto vynálezu sú ocele vyrábané podľa tohto vynálezu zvlášť vhodné pre mnoho aplikácií pri kryogénnej teplote, v ktorých majú ocele ďalej uvedené charakteristiky, výhodne pre oceľové dosky hrúbky asi 2,5 cm (1 palec) a väčšie: (i) DBTT nižšiu než -73 °C (-100 °F) v základnej oceli a v zváranej HAZ, (ii) pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi), výhodne väčšiu než asi 860 MPa (125 ksi) a výhodnejšie väčšiu než asi 900 MPa (130 ksi), (iii) lepšiu zvárateľnosť, (iv) v podstate rovnomernú mikroštruktúru a vlastnosti v priebehu hrúbky a (v) odolnosť zlepšenú nad štandard obchodne dostupných HSLA ocelí. Tieto ocele môžu mať pevnosť v ťahu väčšiu než asi 930 MPa (135 ksi), alebo väčšiu než asi 965 MPa (140 ksi) alebo väčšiu než asi 1000 MPa (145 ksi).Also, in accordance with the above objects, the steels produced according to the invention are particularly suitable for many cryogenic temperature applications in which the steels have the following characteristics, preferably for steel plates of about 2.5 cm (1 inch) and larger: ( i) a DBTT of less than -73 ° C (-100 ° F) in the base steel and welded HAZ; (ii) a tensile strength greater than 830 MPa (120 ksi), preferably greater than about 860 MPa (125 ksi), and more preferably greater (iii) better weldability; (iv) substantially uniform microstructure and properties throughout thickness; and (v) resistance improved above standard commercially available HSLA steels. These steels may have a tensile strength greater than about 930 MPa (135 ksi), or greater than about 965 MPa (140 ksi), or greater than about 1000 MPa (145 ksi).

Tento vynález sa týka vývoja nových HSLA ocelí, ako ich opisujú vyššie uvedené pasáže. Vynález je založený na novom, neobvyklom spojení chemického zloženia ocele a spracovania na poskytnutie jednak intrinzického, jednak mikroštrukturálneho zväčšenia odolnosti smerom k nižšej DBTT a teda i zvýšenie odolnosti pri vysokých pevnostiach v ťahu. Intrinzické zvýšenie odolnosti ša dosahuje rozumnou rovnováhou kritických legujúcich prvkov v oceli, ako je v tejto špecifikácii podrobne opísané. Výsledky zvýšenia odolnosti zo získanej veľmi jemnej, účinnej veľkosti zrna ako aj vytvorenie štruktúry jemne zrnitého martenzitu a/alebo ihlíc nižšieho bainitu, objavujúcich sa v jemných balíčkoch stredných rozmerov omnoho jemnejšieho zrna než mal pôvodný austenit. Okrem toho v tomto vynáleze je použité disperzné spevnenie jemnými medenými precipitátmi a zmesou karbidov a/alebo karbidonitridov na optimalizáciu pevnosti a odolnosti počas temperovania martenziticko bainitickej štruktúryV súlade s vyššie uvedeným je spôsob vybavený na prípravu oceľovej dosky majúcej mikroštruktúru zahrnujúcu prevažne temperovaný jemnozrnný ihlicovitý martenzit, temperovaný jemnozrnný nižší bainit alebo ich zmesi, pričom spôsob zahrnuje kroky: (a) zahrievanie oceľového plátu na teplotu znovuohrevu dostatočne vysokú na (i) podstatnú homogenizáciu oceľového plátu; (ii) rozpustenie v podstate všetkých karbidov a karbidonitridov nióbu a vanádu v pláte a (iii) vytvorenie jemných počiatočných austenitových zŕn v oceľovom pláte; (b) zmenšenie hrúbky oceľového plátu na vytvorenie oceľovej dosky jedným alebo viacerými valcovacími pochodmi za tepla v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje; (c) ďalšie zmenšenie hrúbky oceľovej dosky jedným alebo viacerými valcovacími pochodmi za tepla v druhom teplotnom rozsahu pod asi približnou teplotou T_nr a nad približnou transformačnou teplotou Ar₃; (d) kalenie oceľovej dosky pri rýchlosti chladenia od asi 10 °C za sekundu do asi 40 °C za sekundu (18 °F/sek až 72 °F/sek) na kaliacu stop teplotu pod približnou transformačnou teplotu Ms plus 200 °C (360 °F); (e) zastavenie kalenia a (f) temperovanie oceľovej dosky pri temperovacej teplote od asi 400 °C (752 °F) približne až do transformačnej teploty Aci, výhodne do, ale nikdy vrátane, transformačnej teploty Aci po dobu postačujúcu na vyvolanie zrážania vytvrdzujúcich častíc, t. j. jednej alebo viacerých ε-medi, M02C alebo karbidov a karbidonitridov nióbu a vanádu. Doba postačujúca na vyvolanie zrážania vytvrdzujúcich častíc závisí predovšetkým od hrúbky oceľovej dosky, chemického zloženia oceľovej dosky a temperovacej teploty a môžu ju určiť osoby vyškolené v odbore, (viď Slovník pre definície prevažujúci, vytvrdzujúce častice, teplota T_nr, transformačné teploty Ar₃, Ms a Aci a M02C).The present invention relates to the development of new HSLA steels as described in the above passages. The invention is based on a new, unusual combination of the chemical composition of the steel and the processing to provide both intrinsic and microstructural enhancement of resistance towards lower DBTT and hence an increase in resistance at high tensile strengths. The intrinsic increase in resistance achieves a reasonable balance of critical alloying elements in steel, as described in detail in this specification. The results of increased resistance from the obtained very fine, effective grain size as well as the formation of the fine-grained martensite structure and / or the lower bainite needles appearing in fine packages of medium sizes of much finer grain than the original austenite. In addition, a fine copper precipitate dispersion reinforcement and a mixture of carbides and / or carbidonitrides are used in the present invention to optimize strength and durability during tempering of a martensitic bainitic structure. fine-grained lower bainite or mixtures thereof, the method comprising the steps of: (a) heating the steel sheet to a reheat temperature sufficiently high to (i) substantially homogenize the steel sheet; (ii) dissolving substantially all of the niobium and vanadium carbide and vanadium carbides in the sheet; and (iii) forming fine initial austenite grains in the steel sheet; (b) reducing the thickness of the steel sheet to form the steel plate by one or more hot rolling processes in the first temperature range in which austenite recrystallizes; (c) further reducing the thickness of the steel plate by one or more hot rolling processes in a second temperature range below about the approximate temperature T _nr and above the approximate transformation temperature Ar ₃ ; (d) quenching the steel plate at a cooling rate of from about 10 ° C per second to about 40 ° C per second (18 ° F / sec to 72 ° F / sec) to a quenching stop temperature below the approximate transformation temperature Ms plus 200 ° C ( 360 ° F); (e) quenching; and (f) tempering the steel plate at a tempering temperature of about 400 ° C (752 ° F) up to approximately Aci transformation temperature, preferably to, but never including, Aci transformation temperature for a time sufficient to cause precipitation of the curing particles. i.e. one or more ε-copper, M02C or niobium and vanadium carbides and carbidonitrides. Time sufficient to cause precipitation of hardening particles depends primarily on the thickness of the steel plate, the chemistry of the steel plate, and the tempering temperature, and can be determined by a person trained in the art. (See Glossary for definitions of overriding, hardening particles, the temperature T _DB, the transformation temperature _Ar3, Ms and Aci and M02C).

Na zaistenie odolnosti voči okolitej a kryogénnej teplote majú ocele podľa tohto vynálezu výhodne mikroštruktúru zahrnujúcu prevažne jemnozrnný nižší bainit, temperovaný, jemnozrnný ihlicovitý martenzit alebo ich zmesi. Je výhodné podstatne minimalizovať tvorbu zložiek vyvolávajúcich krehkosť, ako vyššieho bainitu, dvojitého martenzitu a MA. Termínom prevažne používaným v opise tohto vynálezu a v patentových nárokoch sa myslí aspoň 50 objemových percent. Výhodnejšie zahrnuje mikroštruktúra aspoň asi 60 objemových percent až asi 80 objemových percent temperovaného jemnozrnného nižšieho bainitu, temperovaného jemnozrnného ihlicovitého martenzitu alebo ich zmesí. Ešte výhodnejšie zahrnuje mikroštruktúra aspoň 90 objemových percent temperovaného jemnozrnného nižšieho bainitu, temperovaného ihlicovitého martenzitu alebo ich zmesí. Najvýhodnejšie zahrnuje mikroštruktúra v podstate 100 % temperovaného jemnozrnného ihlicovitého martenzitu.To ensure resistance to ambient and cryogenic temperatures, the steels of the present invention preferably have a microstructure comprising predominantly fine-grained lower bainite, tempered, fine-grained acicular martensite, or mixtures thereof. It is preferred to substantially minimize the formation of brittle-inducing components such as higher bainite, double martensite and MA. The term predominantly used in the specification and claims is at least 50% by volume. More preferably, the microstructure comprises at least about 60 volume percent to about 80 volume percent of tempered fine-grained lower bainite, tempered fine-grained acicular martensite, or mixtures thereof. Even more preferably, the microstructure comprises at least 90 volume percent of tempered fine-grained lower bainite, tempered acicular martensite, or mixtures thereof. Most preferably, the microstructure comprises substantially 100% tempered fine-grained acicular martensite.

Oceľový plát vyrábaný podľa tohto vynálezu sa vyrába zákazníckym spôsobom a v jednom uskutočnení obsahuje železo a ďalej uvedené legujúce prvky, výhodne v hmotnostných rozsahoch uvedených v nasledujúcej tabuľke I.The steel sheet produced according to the present invention is manufactured in a customized manner and in one embodiment comprises iron and the following alloying elements, preferably in the weight ranges indicated in the following Table I.

Tabuľka ITable I

uhlík (C) carbon (C) 0,04 až 0,12 0.04 to 0.12 výhodnejšie preferably, 0,04 až 0,07 0.04 to 0.07 mangán (Mn) Manganese (Mn) 0,5 až 2,5 0.5 to 2.5 výhodnejšie preferably, 1,0 až 1,8 1.0 to 1.8 nikel (Ni) Nickel (Ni) 1,0 až 3,0 1.0 to 3.0 výhodnejšie preferably, 1,5 až 2,5 1.5 to 2.5 meď (Cu) copper (Cu) 0,1 až 1,5 0.1 to 1.5 výhodnejšie preferably, 0,5 až 1,0 0.5 to 1.0 molybdén (Mo) Molybdenum (Mo) 0,1 až 0,8 0.1 to 0.8 výhodnejšie preferably, 0,2 až 0,5 0.2 to 0.5 niób (Nb) niobium (Nb) 0,02 až 0,1 0.02 to 0.1 výhodnejšie preferably, 0,03 až 0,05 0.03 to 0.05 titán (Ti) titanium (Ti) 0,008 až 0,03 0.008 to 0.03 výhodnejšie preferably, 0,01 až 0,02 0.01 to 0.02 hliník (Al) aluminum (Al) 0,001 až 0,05 0.001 to 0.05 výhodnejšie preferably, 0,005 až 0,03 0.005 to 0.03 dusík (N) nitrogen (N) 0,002 až 0,005 0.002 to 0.005 výhodnejšie preferably, 0,002 až 0,003 0.002 to 0.003

Niekedy sa do ocele pridáva vanád (V), výhodne do asi 0,10 % hmotn. a výhodnejšie okolo 0,02 % hmotn. až asi 0,05 % hmotn.Sometimes vanadium (V) is added to the steel, preferably up to about 0.10 wt. % and more preferably about 0.02 wt. % to about 0.05 wt.

Niekedy sa do ocele pridáva chróm (Cr), výhodne do asi 1 % hmotn. a výhodnejšie okolo 0,2 % hmotn. až asi 0,6 % hmotn.Sometimes chromium (Cr) is added to the steel, preferably up to about 1 wt. % and more preferably about 0.2 wt. % to about 0.6 wt.

Niekedy sa do ocele pridáva kremík (Si) výhodne do asi 0,5 % hmotn. a výhodnejšie okolo 0,01 % hmotn. až asi 0,5 % hmotn. a ešte výhodnejšie okolo 0,01 % hmotn. až asi 0,1 % hmotn.Sometimes silicon (Si) is preferably added to the steel up to about 0.5 wt. % and more preferably about 0.01 wt. % to about 0.5 wt. % and more preferably about 0.01 wt. % to about 0.1 wt.

Niekedy sa do ocele pridáva bór (B) výhodne do asi 0,002 % hmotn. a výhodnejšie okolo 0,0006 % hmotn. až asi 0,001 % hmotn.Sometimes boron (B) is preferably added to the steel up to about 0.002% by weight. % and more preferably about 0.0006 wt. % to about 0.001 wt.

Oceľ obsahuje výhodne aspoň 1 % hmotn. niklu. Obsah niklu v oceli sa môže zvýšiť nad asi 3 % hmotn. pokiaľ je žiadané zlepšiť vlastnosti po zvarení. Od každého pridaného 1 % hmotn. niklu sa očakáva zníženie DBTT ocele o asi 10 °C (18 °F). Obsah niklu je výhodne nižší než 9 % hmotn., výhodnejšie nižší než okolo 6 % hmotn. Obsah niklu je výhodne minimalizovaný z dôvodu minimalizovania nákladov na oceľ. Pokiaľ obsah niklu vzrastie nad asi 3 % hmotn., môže obsah mangánu klesnúť pod asi 0,5 % hmotn. a znížiť sa až na 0,0 % hmotn.The steel preferably contains at least 1 wt. nickel. The nickel content of the steel may be increased above about 3 wt. when it is desired to improve the properties after welding. % Of each added 1 wt. Nickel is expected to reduce the DBTT of the steel by about 10 ° C (18 ° F). The nickel content is preferably less than 9 wt%, more preferably less than about 6 wt%. The nickel content is preferably minimized to minimize steel costs. If the nickel content rises above about 3 wt%, the manganese content may drop below about 0.5 wt%. and reduced to 0.0 wt.

Okrem toho sa zvyšné prvky v oceli výhodne minimalizujú. Obsah fosforu (P) je výhodne nižší než asi 0,01 % hmotn. Obsah síry (S) je výhodne nižší než asi 0,004 % hmotn. Kyslík (O) je výhodne nižší než asi 0,002 % hmotn.In addition, the remaining elements in the steel are preferably minimized. The phosphorus (P) content is preferably less than about 0.01 wt%. The sulfur content (S) is preferably less than about 0.004% by weight. Oxygen (O) is preferably less than about 0.002% by weight.

Prehľad obrázkov na výkresochBRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS

Výhodám tohto vynálezu sa lepšie porozumie odkazom na uvedený podrobný opis a pripojené výkresy, v ktorých:The advantages of the present invention will be better understood by referring to the detailed description and accompanying drawings in which:

Obr. 1A je schematické znázornenie veľkosti austenitového zrna v oceľovom pláte po znovu-ohriatí podľa tohto vynálezu;Fig. 1A is a schematic representation of austenite grain size in a steel sheet after reheating according to the present invention;

Obr. 1B je schematicky znázornená veľkosť predchádzajúceho austenitového zrna (viď slovník) v oceľovom pláte po valcovaní za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, ale pred valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom podľa tohto vynálezu nedochádza k rekryštalizácii; aFig. 1B is a schematic representation of the size of a prior austenite grain (see glossary) in a steel sheet after hot rolling in a temperature range in which austenite recrystallizes but before hot rolling in a temperature range in which recrystallization does not occur according to the present invention; and

Obr. 1C je schematické znázornenie predĺženej štruktúry zlisovaných zŕn v austenite s veľmi jemnou efektívnou veľkosťou zŕn v smere priebehu hrúbky oceľovej dosky po dokončení TMCP podľa tohto vynálezu.Fig. 1C is a schematic representation of an extended austenite grain structure with a very fine effective grain size in the direction of the thickness of the steel plate upon completion of the TMCP of the present invention.

Keďže je tento vynález opísaný v súvislosti s jeho výhodnými uskutočneniami, má sa tomu rozumieť tak, že vynález nie je na ne obmedzený. Naopak je vynález zamýšľaný na pokrytie všetkých alternatív, modifikácií a ekvivalentov, ktoré majú byť zahrnuté do zmyslu a predmetu ochrany, ako je definované v pripojených nárokoch.Since the present invention is described in connection with preferred embodiments thereof, it is to be understood that the invention is not limited thereto. On the contrary, the invention is intended to cover all alternatives, modifications and equivalents to be included in the spirit and scope of the protection as defined in the appended claims.

Príklady uskutočnenia vynálezuDETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

Spracovanie oceľového plátu (1) Zníženie DBTTSteel plate processing (1) Reduction of DBTT

Získanie nižšej DBTT, t. j. nižšej než -73 °C (-100 °F) je kľúčový problém vo vývoji nových HSLA ocelí pre aplikácie pri kryogénnej teplote. Technický problém v súčasnej technológii je udržať, prípadne zvýšiť, pevnosť, keď sa zníži DBTT, predovšetkým v HAZ. Tento vynález využíva spojenie legovania a spracovania na zmenu ako intrinzického, tak aj mikroštrukturálneho príspevku k odolnosti voči lomu cestou produkcie nízko legovanej ocele s vynikajúcimi vlastnosťami v základnej doske a v HAZ, ako je ďalej opísané v tomto dokumente.Obtaining a lower DBTT, i. j. below -73 ° C (-100 ° F) is a key problem in developing new HSLA steels for cryogenic temperature applications. The technical problem in current technology is to maintain or increase strength when DBTT decreases, especially in HAZ. The present invention utilizes the combination of alloying and processing to alter both intrinsic and microstructural contribution to fracture resistance through the production of low-alloy steel with superior board and HAZ properties as further described herein.

V tomto vynáleze sa na zníženie DBTT v základnej oceli využíva mikroštrukturálne zvyšovanie odolnosti. Kľúčová zložka tohto mikroštrukturálneho zvyšovania odolnosti spočíva v znovu-zjemhení veľkosti doterajšieho austehitového zrna a v modifikácii morfológie zrna, zameraním sa na zväčšenie interfaciálnej plochy rozhraní pod veľkými uhlami na jednotku objemu v oceľovej doske. Ako je dôverne známe.kvalifikovaným odborníkom, zrnom, ako je používané v tomto dokumente, sa myslí individuálny kryštál v polykryštalickom materiáli, a rozhraním zrna, ako je používané v tomto dokumente, sa myslí úzka zóna v kove zodpovedajúca prechodu z jednej kryštalografickej orientácie do inej, teda oddelenie jedného zrna od druhého. Ako je používané v tomto dokumente rozhranie pod veľkými uhlami je rozhranie zŕn, ktoré oddeľuje dve susediace zrná, ktorých kryštalografické orientácie sa líšia viac než o asi 8°. Tiež, ako sa používa v tomto dokumente, rozhranie pod veľkými uhlami je rozhranie, ktoré sa efektívne chová ako rozhranie pod veľkými uhlami, t. j. rozhranie, ktoré má sklon odchýliť šírenie praskliny alebo lomu a teda indukuje kľukatosť v dráhe lomu.In the present invention, microstructure enhancement is utilized to reduce DBTT in the base steel. A key component of this microstructural enhancement resides in re-refining the size of the prior art austehit grain and modifying the grain morphology by focusing on increasing the interfacial interface area at high angles per unit volume in the steel plate. As is well known to those skilled in the art, a grain as used herein refers to an individual crystal in a polycrystalline material, and a grain interface as used herein refers to a narrow zone in a metal corresponding to a transition from one crystallographic orientation to another separating one grain from another. As used herein, the wide angle interface is a grain interface that separates two adjacent grains whose crystallographic orientations differ by more than about 8 °. Also, as used herein, a wide angle interface is an interface that effectively behaves as a wide angle interface, i. j. an interface that tends to deviate the propagation of a crack or fracture and thus induces a zigzag in the fracture path.

Príspevok Sv spracovania termomechanickým valcovaním za tepla (TMCP) k celkovej interfaciálnej ploche rozhraní pod veľkými uhlami na jednotku objemu je definovaný touto rovnicou:The contribution of thermal thermomechanical rolling (TMCP) processing to the total interfacial area of the interface at high angles per unit volume is defined by the following equation:

Sv = \/d ( 1 + R + 1/Λ) + 0,63 (r-30), kde:Sv = \ / d (1 + R + 1 / Λ) + 0.63 (r-30), where:

d = je priemerná veľkosť austenitového zrna v oceľovom pláte valcovanom za tepla pred valcovaním v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nerekryštalizuje (pôvodná veľkosť austenitového zrna);d = is the average austenite grain size in the hot-rolled steel sheet prior to rolling in the temperature range in which the austenite does not recrystallize (original austenite grain size);

R = pomer zmenšenia hrúbky (hrúbka pôvodného oceľového plátu/konečná hrúbka oceľovej dosky);R = thickness reduction ratio (thickness of the original steel sheet / final thickness of the steel plate);

r = percentuálne zmenšenie hrúbky ocele spôsobené valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nerekryštalizuje.r = percentage reduction in steel thickness due to hot rolling in a temperature range in which austenite does not recrystallize.

Odborníkom je dobre známe, že keď Sv ocele vzrastá, DBTT klesá pôsobením odchyľovania trhlín sprevádzaným krivoľakosťou dráhy lomu v rozhraniach pod veľkými uhlami. V komerčnej praxi TMCP je hodnota R pre danú hrúbku dosky nemenná a horná hranica pre hodnotu r je typicky 75. Ak sú J? a r dané ako fixné hodnoty, môže Sv v podstate pri klesajúcom d len vzrastať, ako je evidentné z vyššie uvedenej rovnice. Na zníženie d v oceliach podľa tohto vynálezu sa kombinuje mikroskopické legovanie pomocou Ti a Nb s optimalizovaným praktickým využitím TMCP. Na to isté celkové zmenšenie hrúbky pri valcovaní, príp. deformácii, za tepla oceľ s počiatočnou drobnejšou priemernou veľkosťou austenitových zŕn rezultuje v konečnú drobnejšiu priemernú veľkosť austenitových zŕn. Preto sa v tomto vynáleze množstvo aditív titánu a nióbu optimalizuje pre prax znovu-zahrievania na nižšiu teplotu, zatiaľ čo k žiadanému potlačeniu rastu austenitových zŕn dochádza počas TMCP. S odvolaním sa na obr. 1: Na získanie počiatočnej priemernej veľkosti D' menej než asi 120 mikrometrov austenitového zrna v znovu-ohrievanom oceľovom pláte 10' pred deformáciou za tepla sa používa pomerne nízka teplota znovu zahrievania výhodne medzi asi 955 °C a asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F). Spracovaním podľa tohto vynálezu sa predchádza nadmernému rastu austenitového zrna, ktorý je vyvolávaný v konvenčnom TMCP používaním vyšších teplôt znovu-ohrevu, t. j. vyšších než asi 1 095 °C (2 000 °F). Na presadenie dynamickej rekryštalizácie indukovaným znovu-zjemnením zrna sa používa pri valcovaní za tepla významné ubratie hrúbky väčšie než asi 10 % v teplotnom rozsahu, v kto rom austenit rekryštalizuje. Teraz s odkazom na obr. 1B: Spracovanie podľa tohto vynálezu zaisťuje priemernú predchádzajúcu veľkosť D (t. j., ď) zrna v oceľovom pláte 10 menej než asi 30 mikrometrov, výhodne menej než asi 20 mikrometrov, a ešte výhodnejšie menej než asi 10 mikrometrov po valcovaní (deformácii) za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, ale pred valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať. Okrem toho na realizáciu efektívneho zmenšovania veľkosti v smere cez hrúbku sa uskutočňuje razantné znižovanie hrúbky, prevažne presahujúce kumulatívne 70 %, v teplotnom rozsahu približne pod teplotou T_nr, ale približne nad transformačnou teplotou Ar₃. Teraz s odkazom na obr. 1C: TMPC podľa tohto vynálezu vedie k vytváraniu predĺženej zlisovanej štruktúry zŕn v austenite v naposledy valcovanej oceľovej doske 10' s veľmi jemnou efektívnou veľkosťou D' zrna v smere cez hrúbku, napr. efektívna veľkosť D' zrna menšia než asi 10 mikrometrov, výhodne menšia než asi 8 mikrometrov a ešte výhodnejšie menšia než asi 5 mikrometrov, teda zväčšujúca interfaciáľnu plochu rozhraní pod veľkými uhlami, napr. 11 na jednotku objemu v oceľovej doske 10'. ako to chápu v odbore kvalifikované osoby.It is well known to those skilled in the art that as the steel Sv increases, DBTT decreases due to crack deflection accompanied by the fracture curvature of the fracture at high angle interfaces. In commercial TMCP practice, the R-value for a given plate thickness is fixed and the upper limit for the r-value is typically 75. If J? and given as fixed values, Sv can essentially only increase as d decreases, as is evident from the above equation. To reduce the two steels of the present invention, microscopic alloying using Ti and Nb is combined with optimized practical use of TMCP. For the same overall reduction of the thickness during rolling, resp. deformation, a hot steel with an initial smaller average austenite grain size results in a finite smaller average austenite grain size. Therefore, in the present invention, the amount of titanium and niobium additives is optimized for the practice of reheating to a lower temperature, while the desired inhibition of austenite grain growth occurs during TMCP. Referring to FIG. 1: To obtain an initial average size D 'of less than about 120 micrometers of austenite grain in the reheated steel sheet 10' before hot deformation, a relatively low reheat temperature is preferably used between about 955 ° C and about 1 065 ° C (1750) ° F to 1,950 ° F). The treatment of the present invention avoids excessive growth of austenite grain that is induced in conventional TMCP using higher reheat temperatures, ie, greater than about 1095 ° C (2000 ° F). In order to promote dynamic recrystallization by induced grain refinement, a significant thickness reduction of greater than about 10% over the temperature range at which austenite recrystallizes is used in hot rolling. Referring now to FIG. 1B: The processing of the present invention provides an average previous grain size D (i.e., d) of a steel sheet of 10 less than about 30 microns, preferably less than about 20 microns, and even more preferably less than about 10 microns after hot rolling in the steel. a temperature range in which austenite recrystallizes, but before hot rolling in a temperature range in which austenite cannot recrystallize. In addition, in order to effect an effective size reduction in the cross-directional direction, a sharp thickness reduction, predominantly exceeding a cumulative 70%, takes place over a temperature range of approximately below T _nr but about above the transformation temperature Ar ₃ . Referring now to FIG. 1C: The TMPC of the present invention leads to the formation of an elongated compressed grain structure in austenite in the last rolled steel plate 10 'with a very fine effective grain size D' in the direction over the thickness, e.g. an effective grain size D 'of less than about 10 microns, preferably less than about 8 microns, and even more preferably less than about 5 microns, thus increasing the interfacial interface area at large angles, e.g. 11 per unit volume in the steel plate 10 '. as understood by those skilled in the art.

V trochu podrobnejšom pohľade sa oceľ podľa tohto vynálezu pripravuje tvárnením plátu potrebného zloženia, ako je v tomto dokumente opísané, ohriatím plátu na teplotu od asi 955 °C do asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F), tvárnením plátu v horúcich valcových kalibroch do tvaru oceľovej dosky v jednom alebo viacerých priechodoch na uskutočnenie ubratia o 30 percent až asi 70 percent v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, t. j. približne nad teplotou T_nr a ďalej valcovaním oceľového plátu za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch s výsledkom okolo 40 percent až asi 80 % ubratia v druhom teplotnom rozsahu približne pod teplotou T_nr a približne nad teplotou transformácie Ar₃. Za tepla valcovaná oceľová doska sa potom kalí a chladí rýchlosťou asi 10 °C za sekundu až asi 40 °C za sekundu (18 °F/sek až 72 °F/sek) na vhodnú QST (ako je definované v slovníku) približne pod teplotou transformácie plus 200 °C (360 °F), pri ktorej je ukončená doba kalenia. V jednom uskutočnení tohto prvého príkladu ocele sa oceľová doska potom ochladí vzduchom na teplotu okolia. Tento výrobný postup sa využíva na produkciu mikroštruktúry výhodne obsahujúcej prevažne jemne zrnitý ihlicovitý martenzit, jemne zrnitý nižší bainit alebo ich zmesi alebo výhodnejšie, obsahujúcej v podstate 100 % jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu.In a slightly more detailed view, the steel of the present invention is prepared by forming a sheet of the desired composition as described herein, heating the sheet to a temperature of about 955 ° C to about 1 065 ° C (1750 ° F to 1950 ° F), forming sheet in hot cylinders to form a steel plate in one or more passages to effect a loss of 30 percent to about 70 percent in the first temperature range in which austenite recrystallizes, ie approximately above T _nr and further hot rolling the sheet in one or more in multiple passes resulting in about 40 percent to about 80% decay in the second temperature range below about T _nr and about above Ar ₃ transformation temperature. The hot rolled steel plate is then quenched and cooled at a rate of about 10 ° C per second to about 40 ° C per second (18 ° F / sec to 72 ° F / sec) to a suitable QST (as defined in the dictionary) below approximately temperature. transformation plus 200 ° C (360 ° F) at which the quenching time is complete. In one embodiment of this first steel example, the steel plate is then air cooled to ambient temperature. This manufacturing process is used to produce a microstructure preferably comprising predominantly fine-grained acicular martensite, fine-grained lower bainite, or mixtures thereof, or more preferably, containing substantially 100% fine-grained acicular martensite.

Teda priamo kalený martenzit v oceliach podľa tohto vynálezu má vysokú pevnosť a jeho odolnosť sa môže zlepšiť temperovaním pri vhodnej teplote od asi 400 °C (752 °F) do približnej transformačnej teploty Aci. Temperovanie oceli v tomto teplotnom rozsahu vedie tiež ku zníženiu kaliacich pnutí čo zasa vedie ku zvýšenej odolnosti. Zatiaľ čo temperovanie môže zvýšiť odolnosť ocele, vedie normálne k podstatne nižšej pevnosti. V tomto vynáleze obvyklá strata pevnosti temperovaním je vyrovnaná indukovaným precipitačným disperzným vytvrdzovaním. Disperzné vytvrdzovanie jemnými medenými precipitátmi a zmiešanými karbidmi a/alebo karbonitridmi je používané na optimalizáciu pevnosti a odolnosti počas temperovania martenzitovej štruktúry. Unikátne chemické zloženie ocelí podľa tohto vynálezu dovoľuje temperovanie v širokom rozsahu od asi 400 °C do asi 650 °C ( 750 °F až 1 200 °F) bez signifikantnej straty pevnosti z kalenia. Oceľová doska sa výhodne temperuje pri temperovacej teplote od nad asi 400 °C (752 °F) do hô'dnoty pod transformačnou teplotu Aci po dobu postačujúcu na vyvolanie precipitácie vytvrdzujúcich častíc (ako sú definované v tomto dokumente). Toto spracovanie uľahčuje transformáciu mikroštruktúry oceľovej dosky na prevažne temperovaný jemnozrnný ihlicovitý martenzit, temperovaný jemnozrnný nižší bainit alebo ich zmesi. Doba postačujúca na spôsobenie precipitácie vytvrdzujúcich častíc opäť závisí predovšetkým od hrúbky oceľovej dosky a temperovacej teploty a môžu ju určiť kvalifikovaní odborníci.Thus, the directly hardened martensite in the steels of the present invention has high strength and its resistance can be improved by tempering at a suitable temperature from about 400 ° C (752 ° F) to an approximate transformation temperature Aci. Tempering of the steel in this temperature range also leads to a decrease in the quenching stresses, which in turn leads to increased resistance. While tempering can increase the steel's resistance, it normally results in a significantly lower strength. In this invention, the usual loss of tempering strength is offset by induced precipitation dispersion curing. Dispersion curing with fine copper precipitates and mixed carbides and / or carbonitrides is used to optimize strength and resistance during tempering of the martensite structure. The unique chemical composition of the steels of the present invention allows tempering over a wide range from about 400 ° C to about 650 ° C (750 ° F to 1200 ° F) without a significant loss of hardness from quenching. The steel plate is preferably tempered at a temperature of from above about 400 ° C (752 ° F) to a value below the transformation temperature Aci for a time sufficient to induce precipitation of the curing particles (as defined herein). This treatment facilitates the transformation of the steel plate microstructure into predominantly tempered fine-grained needle-shaped martensite, tempered fine-grained lower bainite or mixtures thereof. The time sufficient to cause precipitation of the curing particles again depends primarily on the thickness of the steel plate and the tempering temperature, and can be determined by the skilled person.

Ako je známe kvalifikovaným odborníkom a ako je používané v tomto dokumente, percentuálne zmenšenie hrúbky sa vzťahuje na percentuálne zmenšenie hrúbky oceľového plátu alebo dosky, ktorú mali pred jej zmenšením. Len pre účely vysvetlenia, bez toho aby sa tým vynález obmedzil, oceľový plát hrúbky okolo 25,4 cm (10 palcov) môže zmenšiť hrúbku o asi 50 % (zmenšenie o 50 %) v prvom teplotnom rozsahu na hrúbku 12,7 cm (5 palcov), potom sa môže zmenšiť o asi 80 % (zmenšenie o 80 %) v druhom teplotnom rozsahu na hrúbku okolo asi 2,5 cm (1 palec). Ako je používané v tomto dokumente, plátom sa myslí kus ocele majúci určité rozmery.As is known to those skilled in the art and as used herein, the percent reduction in thickness refers to the percent reduction in the thickness of the steel sheet or plate that they had before the reduction. For the purpose of explanation only, without limiting the invention, a steel sheet of about 25.4 cm (10 inches) thickness can reduce the thickness by about 50% (50% reduction) in the first temperature range to a thickness of 12.7 cm (5 inches). then it can be reduced by about 80% (80% reduction) in the second temperature range to a thickness of about 2.5 cm (1 inch). As used herein, a sheet is a piece of steel having certain dimensions.

Oceľový plát sa výhodne zahrieva vhodným prostriedkom na zvýšenie teploty v podstate v objeme plátu na žiadanú teplotu znovu-zahriatia, napr. umiestením plátu do pece na určitú dobu. Špecifickú teplotu znovu-ohrevu, ktorá by sa pre nejaké zloženie ocele mala použiť v rámci tohto vynálezu, môže ľahko určiť osoba s odbornou kvalifikáciou, alebo sa môže stanoviť experimentom alebo kalkuláciou pri použití vhodných modelov. Okrem toho teplota v peci a doba znovu-ohrevu potrebná na zvýšenie teploty v podstate vo vnútri plátu môžu byť určené osobou s odbornou kvalifikáciou s odkazom na štandardné priemyselné publikácie.The steel sheet is preferably heated by a suitable means to raise the temperature substantially in the sheet volume to the desired reheat temperature, e.g. placing the sheet in an oven for a period of time. The specific reheat temperature to be used for any steel composition within the scope of this invention can be readily determined by a person skilled in the art, or can be determined by experiment or calculation using suitable models. In addition, the oven temperature and reheat time required to raise the temperature substantially within the sheet may be determined by a person skilled in the art with reference to standard industry publications.

S výnimkou teploty znovu-ohrevu, ktorá sa aplikuje v podstate vo vnútri plátu, ďalšími teplotami diskutovanými v opisoch postupov spôsobom podľa tohto vynálezu sú teploty merané na povrchu ocele. Povrchová teplota ocele sa môže merať pri použití optického pyrometra, alebo napríklad iným zariadením vhodným na meranie teploty povrchu ocele. Rýchlosti chladenia diskutované v tomto dokumente sú tie, ktoré sú uprostred, alebo v podstate uprostred hrúbky dosky; a kaliaca stop teplota (QST) je najvyššia, alebo v podstate najvyššia teplota dosiahnutá pri povrchu dosky po zastavení kalenia kvôli teplu prenášanému zo stredu hrúbky dosky. Napríklad počas experimentálneho ohrevu kompozície ocele podľa tohto vynálezu sa umiestni na meranie teploty stredu termočlánok do stredu, alebo v podstate do stredu hrúbky oceľovej dosky, zatiaľ čo povrchová teplota sa meria pri použití optického pyrometra. Vzťah medzi teplotou stredu a povrchovou teplotou sa odvodí pri použití počas následného spracovania ocele toho istého, alebo v podstate toho istého zloženia ako je tá, pri ktorej sa môže teplota stredu určiť cestou priameho merania povrchovej teploty. Tiež potrebnú teplotu a rýchlosť prietoku kaliacej tekutiny na zvládnutie požadovaného urýchleného chladenia môžu určiť kvalifikovaní odborníci s prihliadnutím na štandardné priemyselné publikácie.Except for the reheat temperature, which is applied substantially within the sheet, the other temperatures discussed in the description of the processes of the method of the invention are temperatures measured on the steel surface. The surface temperature of the steel can be measured using an optical pyrometer, or, for example, another device suitable for measuring the surface temperature of the steel. The cooling rates discussed herein are those that are in the middle or substantially in the middle of the plate thickness; and the quenching stop temperature (QST) is the highest or substantially the highest temperature reached at the surface of the slab after quenching due to heat transferred from the center of the slab thickness. For example, during experimental heating of the steel composition of the present invention, a thermocouple is placed in the center or substantially the center of the thickness of the steel plate to measure the center temperature while the surface temperature is measured using an optical pyrometer. The relationship between the center temperature and the surface temperature is derived when used during the subsequent treatment of a steel of the same or substantially the same composition as that at which the center temperature can be determined by direct measurement of the surface temperature. Also, the necessary temperature and flow rate of the quenching fluid to handle the desired accelerated cooling can be determined by those skilled in the art having regard to standard industry publications.

Pre niektorú kompozíciu ocele v rozsahu tohto vynálezu teplota, ktorá definuje rozhranie medzi rekryštalizačnou oblasťou a nerekryštalizačnou oblasťou, teplota T_nr, závisí od chemického zloženia ocele, predovšetkým od koncentrácie uhlíka a koncentrácie nióbu, od teploty znovu-ohrevu pred valcovaním a od hodnoty zmenšenia hrúbky danej priechodmi valcovacou stolicou. O soby s kvalifikáciou v odbore môžu túto teplotu určiť pre jednotlivé ocele podľa tohto vynálezu buď experimentom, alebo modelovou kalkuláciou.For some steel compositions within the scope of the invention, the temperature that defines the interface between the recrystallization region and the non-recrystallization region, the temperature T _nr , depends on the chemical composition of the steel, especially the carbon concentration and niobium concentration, the reheat temperature before rolling and the thickness reduction value. given by passes through the rolling mill. Persons skilled in the art can determine this temperature for individual steels according to the invention either by experiment or by model calculation.

Aj keď mikroštrukturálne prístupy, opísané vyššie, sú užitočné na znižovanie DBTT v základnej oceľovej doske, nie sú plne efektívne na udržovanie dostatočne nízkej DBTT v hrubozrnných oblastiach zvarenej HAZ. Teda tento vynález poskytuje spôsob na udržovanie dostatočne nízkej DBTT v hrubozrnných oblastiach zvarenej HAZ pri využití intrinzických javov legujúcich prvkov, ako je ďalej opísané.Although the microstructural approaches described above are useful for lowering DBTT in the base steel plate, they are not fully effective to maintain sufficiently low DBTT in the coarse-grained areas of HAZ welded. Thus, the present invention provides a method for maintaining sufficiently low DBTT in the coarse-grained regions of HAZ welded using intrinsic alloying phenomena as described below.

Hlavné feritické ocele pri kryogénnej teplote sú obvykle založené na priestorovo centrovanej kubickej (BCC) kryštalickej mriežke. Zatiaľ čo tento kryštalický systém ponúka potenciál na zaistenie vysokých pevností pri nízkych nákladoch, znáša chovanie prejavujúce sa prudkým prechodom od kujného ku krehkému lomu, ak teplota klesá. To sa môže v základe pripísať výraznej citlivosti kriticky uvoľneného pnutia v šmyku (CRSS) (definované v tomto dokumente) na teplotu v BCC systémoch, pričom CRSS s klesaním teploty prudko stúpa, čím robí šmykové procesy a následkom toho tiež kujný lom ťažšími. Na druhej strane, kritické pnutie pri procesoch krehkého lomu, ako štepenie, je na teplotu menej citlivé. Preto keď sa teplota znižuje, dostáva štepenie ráz vedúci k nábehu na nízkoenergetický krehký lom. CRSS je intrinzická vlastnosť ocele a je citlivá na ľahkosť, s akou môžu dislokácie priečne uniknúť deformácii; t. j oceľ, v ktorej je priečny únik ľahší, má tiež nízku CRSS a preto nízku DBTT. Niektoré čelne centrované kubické stabilizátory (FCC) ako Ni sú známe, že podporujú priečny únik, na rozdiel od stabilizačných legujúcich prvkov BCC, ako Si, Al, Mo, Nd a V, ktoré sú priečnemu úniku na prekážku. V tomto vynáleze obsah stabilizačných legujúcich prvkov FCC, takých ako Ni a Cu, sa výhodne optimalizuje a berú sa do úvahy náklady a zlepšujúci účinok znižovania DBTT, s legujúcim Ni výhodne aspoň okolo 1 % hmotn., výhodnejšie aspoň okolo 1,5 % hmotn., a obsah stabilizačných legujúcich prvkov v oceli sa podstatne minimalizuje.Major ferritic steels at cryogenic temperature are usually based on a spatially centered cubic (BCC) crystalline lattice. While this crystalline system offers the potential to provide high strengths at low cost, it tolerates the behavior of a sharp transition from malleable to brittle fracture when the temperature drops. This can be attributed to the critical sensitivity of the Critically Relieved Shear Stress (CRSS) (defined herein) to temperature in BCC systems, whereby the CRSS increases sharply as temperature decreases, making the shear processes and consequently also malleable fracture more difficult. On the other hand, critical stress in brittle fracture processes, such as grafting, is less temperature sensitive. Therefore, as the temperature decreases, it receives impact cleavage leading to a ramp to a low-energy brittle fracture. CRSS is an intrinsic property of steel and is sensitive to the ease with which dislocations can transverse escape deformation; t. The steel in which the cross leak is lighter also has a low CRSS and therefore a low DBTT. Some front centered cubic stabilizers (FCCs) such as Ni are known to promote transverse leakage, as opposed to BCC stabilizing alloying elements such as Si, Al, Mo, Nd and V, which are transverse leakage to the barrier. In the present invention, the content of FCC stabilizing alloying elements, such as Ni and Cu, is preferably optimized and taking into account the cost and improving DBTT reducing effect, with the alloying Ni preferably at least about 1 wt%, more preferably at least about 1.5 wt%. , and the content of stabilizing alloying elements in the steel is substantially minimized.

Ako výsledok intrinzického a mikroštrukturálneho zvyšovania odolnosti, ktoré vychádza z unikátnej kombinácie chemického zloženia a spracovania ocelí podľa tohto vynálezu, majú ocele vynikajúcu odolnosť voči kryogénnej teplote ako v základnej doske tak i v HAZ po zvarení. DBTT je ako v základnej doske, tak i v HAZ po zvarení týchto ocelí nižšia než asi -73 °C (-100 ° F) a môže byť nižšia než asi -107 °C (-160 °F).As a result of the intrinsic and microstructural resistance enhancement, which results from the unique combination of the chemical composition and processing of the steels of the present invention, the steels have excellent cryogenic temperature resistance both in the base plate and in the HAZ after welding. DBTT is less than about -73 ° C (-100 ° F) in the base plate and in the HAZ after welding these steels, and may be less than about -107 ° C (-160 ° F).

(2) Pevnosť v ťahu väčšia než 830 MPa (120 ksi) a rovnomernosť mikroštruktúrv a vlastností v smere cez hrúbku(2) Tensile strength greater than 830 MPa (120 ksi) and uniformity of microstructures and properties across the thickness

Obvykle pri temperovaní prostý uhlík a nízko legované martenzitické ocele s nepevnými karbidovými skeletmi zmäkčujú alebo strácajú svoju kalením získanú pevnosť. Stupeň tejto straty pevnosti je funkciou špecifického chemického zloženia ocele a temperovanej teploty a trvania. V oceliach podľa tohto vynálezu sa strata pevnosti vzniknutá počas temperovania v podstate kompenzuje jemnou precipitáciou vytvrdzujúcich častíc. Unikátne chemické zloženie ocelí podľa tohto vynálezu umožňuje temperovanie v širokom rozsahu od asi 400 °C do asi 650 °C (750 °F až 1 200 °F) bez akejkoľvek straty pevnosti získanej kalením. V tomto širokom temperačnom rozsahu sa prejavuje alebo dosahuje spevnenie vplyvom precipitácie vytvrdzujúcich častíc pri rôznych teplotných režimoch, t. j, v tomto širokom rozsahu sa objavuje dostatočná precipitácia vytvrdzujúcich častíc, na zaistenie primeranej kumulatívnej pevnosti ku kompenzácii straty pevnosti, normálne sprevádzajúcej temperovanie. Flexibilita spôsobu, zaistená spôsobilosťou temperovať v tomto širokom rozsahu je výhodná.Usually, carbon-tempered and low-alloy martensitic steels with rigid carbide scaffolds soften or lose their hardness by hardening. The degree of this loss of strength is a function of the specific chemical composition of the steel and the tempered temperature and duration. In the steels of the present invention, the loss of strength produced during tempering is substantially compensated by the fine precipitation of the curing particles. The unique chemical composition of the steels of the present invention allows tempering over a wide range from about 400 ° C to about 650 ° C (750 ° F to 1200 ° F) without any loss of hardness obtained by quenching. In this wide temperature range, solidification occurs or is achieved due to precipitation of the curing particles at different temperature regimes, i. In this wide range, sufficient precipitation of the curing particles occurs to provide adequate cumulative strength to compensate for the loss of strength normally accompanying tempering. The flexibility of the process, ensured by the ability to temper within this wide range, is advantageous.

V tomto vynáleze sa potrebná pevnosť získava pri pomerne nízkom obsahu uhlíka s očakávanými výhodami, spočívajúcimi vo zvárateľnosti a vo vynikajúcej odolnosti ako základnej oceli, tak i HAZ. Minimum okolo 0,04 % hmotn. je výhodné v celej zliatine, kde sa očakáva väčšia pevnosť v ťahu než 830 MPa (120 ksi). Zatiaľ čo sú legujúce prvky, iné než uhlík, v oceliach podľa tohto vynálezu z pohľadu očakávanej maximálnej pevnosti ocele v podstate bezvýznamné, sú tieto prvky potrebné na zaistenie rovnomernosti mikroštruktúry v smere cez hrúbku a pevnosti pre dosku hrúbky väčšej než asi 2,5 cm (1 palec) a pre rozsah rýchlostí chladenia, ktorý je potrebný na flexibilitu spracovania. To je dôležité pre prípad, keď je aktuálna rýchlosť chladenia v strednom reze hrúbky dosky nižšia než rýchlosť chladenia na povrchu. Mikroštruktúra povrchu a stredu môže byť úplne rozdielna s výnimkou, keď je oceľ navrhnutá na eliminovanie svojej citlivosti na rozdiel rýchlosti chladenia medzi povrchom a stredom dosky. V tomto pohľade sú predovšetkým účinné legujúce prísady Mn a Mo, a zvlášť kombinované prísady Mo a B. V tomto vynáleze sú tieto prísady optimalizované pre vytvrditeľnosť a zvárateľnosť, nízku DBTT a ohľad na náklady. V tejto špecifikácii je jasne povedané z hľadiska znižovania DBTT, že je podstatné, aby celkové legujúce prísady BCC boli udržované na minime. Výhodné plány a rozsahy chemického zloženia sú určené na splnenie týchto a iných požiadaviek tohto vynálezu.In the present invention, the required strength is obtained at a relatively low carbon content with the expected advantages of weldability and excellent resistance to both base steel and HAZ. % About 0.04 wt. it is preferred throughout the alloy where tensile strength is expected to be greater than 830 MPa (120 ksi). While the alloying elements other than carbon in the steels of the present invention are substantially insignificant in view of the expected maximum steel strength, these elements are necessary to ensure uniformity of the microstructure in the direction across the thickness and strength for the slab thickness greater than about 2.5 cm ( 1 inch) and for the cooling rate range required for processing flexibility. This is important if the actual cooling rate in the middle section of the slab thickness is lower than the cooling rate on the surface. The microstructure of the surface and the center may be completely different except when the steel is designed to eliminate its sensitivity to the difference in cooling rate between the surface and the center of the plate. In particular, the alloying additives Mn and Mo, and in particular the combined additives Mo and B, are particularly effective in this regard. In the present invention, these additives are optimized for curability and weldability, low DBTT and cost considerations. In this specification, it is clearly stated in terms of DBTT reduction that it is essential that the total BCC alloying additives be kept to a minimum. Preferred chemical composition plans and ranges are intended to meet these and other requirements of the present invention.

(3) Lepšia zvárateľnosť s nízkym tepelným príkonom na zváranie(3) Better weldability with low heat input for welding

Ocele podľa tohto vynálezu sú navrhnuté pre lepšiu zvárateľnosť. Najdôležitejšia záležitosť, predovšetkým s nízkym príkonom pre zváranie je štepenie za studená alebo vodíkové štepenie v hrubozrnnej HAZ. Bolo zistené, že pre ocele podľa tohto vynálezu je citlivosť na štepenie za studená kriticky ovplyvnená obsahom uhlíka a typom mikroštruktúry HAZ, nie tvrdosťou a ekvivalentom uhlíka, ktoré boli v doterajšom stave techniky považované ako kritické parametre. Aby sa predišlo štepeniu za studená, keď sa oceľ má zvárať za podmienok pre zváranie bez predhrievania alebo s miernym predhriatím (nižšie než na asi 100 °C (212 °F)), je výhodná horná hranica prísady uhlíka okolo 0,1 % hmotn. Ako je používané v tomto dokumente bez obmedzenia tohto vynálezu z akéhokoľvek hľadiska, zváraním s nízkym príkonom tepla sa myslí zváranie energiou oblúku do asi 2,5 kilojoulov na mm (kJ/mm) (7,6 kJ/palec).The steels of the present invention are designed for better weldability. The most important issue, especially with low welding power, is cold cleavage or hydrogen cleavage in coarse-grained HAZ. It has been found that for the steels of the present invention, the sensitivity to cold cleavage is critically influenced by the carbon content and the type of HAZ microstructure, not by the hardness and carbon equivalent, which were considered as critical parameters in the prior art. To avoid cold cleavage when the steel is to be welded under welding conditions without preheating or with slight preheating (below about 100 ° C (212 ° F)), the upper limit of the carbon additive is about 0.1 wt%. As used herein without limiting the present invention in any respect, low heat input welding refers to arc energy welding up to about 2.5 kilojoules per mm (kJ / mm) (7.6 kJ / inch).

Mikroštruktúry nižšieho bainitu alebo samovoľne temperovaného ihlicovitého martenzitu ponúkajú lepšiu rezistenciu voči štepeniu za studená. Iné legujúce prvky v oceliach podľa tohto vynálezu sú starostlivo vyvážené, súmerne s vytvrditeľnosťou a požiadavkami na pevnosť, aby zaistili vytváranie týchto žiaducich mikroštruktúr v hrubozrnitej HAZ.The microstructures of lower bainite or self-tempered needle-like martensite offer better resistance to cold cleavage. Other alloying elements in the steels of the present invention are carefully balanced, symmetrically with hardenability and strength requirements to ensure the formation of these desirable microstructures in coarse-grained HAZ.

Funkcia legujúcich prvkov v oceľovom pláteFunction of alloying elements in steel plate

Funkcia rôznych legujúcich prvkov a výhodné limity ich koncentrácií pre tento vynález sú dané níže:The function of the various alloying elements and the preferred concentration limits for the present invention are given below:

Uhlík f C) je jeden z najúčinnejších pevnosť zvyšujúcich prvkov v oceli. Tiež spojuje silné karbidové skelety v oceli, ako Ti, Nb, V a Mo na zaistenie inhibicie rastu zrna a na zaistenie precipitačného spevňovania počas temperovania. Uhlík tiež zvyšuje vytvrditeľnosť, t. j. spôsobilosť vytvárať tvrdšie a pevnejšie mikroštruktúry v oceli počas chladenia. Pokiaľ je obsah uhlíka menší než asi 0,04 % hmotn., nestačí v oceli indukovať potrebné zvýšenie pevnosti, totiž na pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi). Ak je obsah uhlíka väčší než asi 0,12 % hmotn., stáva sa oceľ precitlivenou na praskanie za studená počas zvárania, a odolnosť v oceľovej doske a v jej zváranej HAZ sa zníži. Obsah uhlíka v rozsahu od asi 0,04 % hmotn. do asi 0,12 % hmotn. je výhodný na vytvorenie potrebnej pevnosti a mikroštruktúr HAZ, totiž samovoľne temperovaného ihlicovitého martenzitu a nižšieho bainitu. Ešte výhodnejšia je horná hranica obsahu uhlíka okolo 0,07 % hmotn.Carbon f C) is one of the most effective strength enhancing elements in steel. It also combines strong carbide backbones in steel such as Ti, Nb, V and Mo to ensure inhibition of grain growth and to provide precipitation hardening during tempering. Carbon also increases the hardenability, i. j. the ability to form harder and firmer microstructures in steel during cooling. If the carbon content is less than about 0.04% by weight, it is not sufficient to induce the necessary strength increase in the steel, namely to a tensile strength greater than 830 MPa (120 ksi). If the carbon content is greater than about 0.12 wt%, the steel becomes susceptible to cold cracking during welding, and the resistance in the steel plate and its welded HAZ is reduced. The carbon content ranges from about 0.04 wt. % to about 0.12 wt. It is advantageous to provide the necessary strength and microstructures of HAZ, namely self-tempered needle-shaped martensite and lower bainite. Even more preferred is an upper carbon content of about 0.07 wt%.

Mangán (Mn) je matrix spevňovacích činiteľov v oceliach a tiež silne podporuje vytvrditeľnosť. Minimálne množstvo od 0,5 % hmotn. Mn je výhodné na získanie potrebnej vysokej pevnosti v hrúbke dosky presahujúcej asi 2,5 cm (1 palec), a minimum od aspoň asi 1 % hmotn. Mn je ešte výhodnejší. Akokoľvek, príliš mnoho Mn môže byť veľmi škodlivé na odolnosť, tak sa v tomto vynáleze dáva prednosť horní hranici asi 2,5 % hmotn. Mn. Táto horná hranica je tiež výhodná na podstatnú minimalizáciu deliacej strednej línie, ktorá má sklon sa objavovať pri vysokom obsahu Mn a následkom toho v liatych oceliach a očakávanú nesúrodosť v mikroštruktúre a vlastnostiach. Výhodnejšia je pre obsah Mn horná hranica okolo 1,8 % hmotn. Ak vzrastie obsah nikla nad asi 3 % hmotn., môže sa dosiahnuť potrebná pevnosť bez prídavku mangánu. Preto je v širšom zmysle výhodný obsah mangánu do asi 2,5 % hmotn.Manganese (Mn) is a matrix of reinforcing agents in steels and also strongly supports hardenability. A minimum amount of 0.5 wt. Mn is preferred to obtain the required high strength in board thickness exceeding about 2.5 cm (1 inch), and a minimum of at least about 1% by weight. Mn is even more convenient. However, too much Mn can be very detrimental to durability, so an upper limit of about 2.5 wt% is preferred in the present invention. Mn. This upper limit is also advantageous to substantially minimize the dividing midline, which tends to appear at a high Mn content and consequently in cast steels and the expected inconsistency in microstructure and properties. More preferably, for an Mn content, the upper limit is about 1.8 wt%. If the nickel content rises above about 3% by weight, the necessary strength can be achieved without the addition of manganese. Therefore, in a broad sense, a manganese content of up to about 2.5 wt.

Kremík (Si) sa môže pridávať do ocele s cieľom dezoxidácie a na tento účel je výhodné minimum okolo 0,01 % hmotn. Kremík je ale intenzívny stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT a tiež má nepriaznivý vplyv na odolnosť.Silicon (Si) may be added to the steel to deoxidize and for this purpose a minimum of about 0.01 wt. However, silicon is an intense stabilizer of BCC and thus increases DBTT and also adversely affects resistance.

Z týchto dôvodov je pri pridávaní kremíka výhodné dodržať hornú hranicu okolo 0,5 % hmotn. Si. Výhodnejšie je, keď sa pridáva kremík, horná hranica obsahu kremíka okolo 0,1 % hmotn. Kremík nie je vždy nevyhnutný na dezoxidáciu, pretože tú istú funkciu môže zastať hliník alebo titán.For these reasons, it is advantageous to maintain an upper limit of about 0.5% by weight when adding silicon. Are you. More preferably, when silicon is added, the upper limit of the silicon content is about 0.1 wt%. Silicon is not always necessary for deoxidation because aluminum or titanium can do the same.

Niób (Nb) sa pridáva kvôli podpore zjemnenia zrna mikroštruktúry ocele po valcovaní, čo zlepšuje ako pevnosť tak i odolnosť. Precipitácia karbidu a karbidonitridu nióbu počas valcovania za tepla slúži oneskorenej rekryštalizácii a inhibícii rastu zŕn, pričom sa dosahuje zjemnenie austenitového zrna. Tiež precipitácia karbidov a karbidonitridov nióbu počas temperovania produkuje potrebné sekundárne vytvrdzovanie na zabránenie straty pevnosti normálne pozorovanej v oceli, keď sa temperuje nad asi 500 °C (930 °F). Z týchto dôvodov je výhodné aspoň okolo 0,02 % hmotn. Nb a ešte výhodnejšie je 0,03 % hmotn. Nb je však intenzívny stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT. Príliš mnoho Nb môže mať nepriaznivý vplyv na zvárateľnosť a odolnosť HAZ, takže je výhodné maximum okolo 0,1 % hmotn. Výhodnejšia je horná hranica obsahu Nb okolo 0,05 % hmotn.Niobium (Nb) is added to promote grain refinement of the steel microstructure after rolling, improving both strength and durability. The precipitation of carbide and niobium carbidonitride during hot rolling serves to delay the recrystallization and inhibition of grain growth while obtaining austenite grain refinement. Also, the precipitation of niobium carbides and carbide nitrides during tempering produces the necessary secondary curing to prevent the loss of strength normally observed in steel when tempered above about 500 ° C (930 ° F). For these reasons, at least about 0.02 wt. % Nb and more preferably 0.03 wt. However, Nb is an intense stabilizer of BCC and thus increases DBTT. Too much Nb can adversely affect the weldability and resistance of HAZ, so a maximum of about 0.1 wt% is preferred. More preferably, the upper limit of the Nb content is about 0.05 wt%.

Vanád (V) sa niekedy pridáva na získanie precipitačného zvyšovania pevnosti vytváraním jemných častíc karbidov a karbidonitridov vanádu v oceli pri temperovaní a v jej HAZ pri chladení po zváraní. Keď je rozpustený v austenite, má V silne priaznivý účinok na vytvrditeľnosť. Keď sa V pridáva do ocelí podľa tohto vynálezu, je výhodné pridať aspoň 0,02 % hmotn. Avšak prebytočný V napomáha spôsobovať praskanie za studená pri zváraní a tiež zhoršuje odolnosť základnej ocele a jej HAZ. Pridávanie V je preto výhodne limitované maximom okolo 0,1 % hmotn. a ešte výhodnejšie je limitované maximom okolo 0,05 % hmotn.Vanadium (V) is sometimes added to obtain precipitation strength by forming fine particles of vanadium carbides and carbidonitrides in steel during tempering and in its HAZ during cooling after welding. When dissolved in austenite, V has a strongly beneficial effect on hardenability. When V is added to the steels of the present invention, it is preferred to add at least 0.02 wt. However, excess V helps to cause cold cracking during welding and also deteriorates the resistance of the base steel and its HAZ. The addition of V is therefore preferably limited to a maximum of about 0.1 wt. and even more preferably is limited to a maximum of about 0.05 wt.

Titán (Ti) - keď sa pridáva v malých množstvách, je účinný vo vytváraní jemných častíc nitridu titánu (TiN), ktoré zjemňujú veľkosť zrna ako vo valcovanej štruktúre, tak i v HAZ ocele. Teda sa zlepšuje odolnosť ocele. Titán sa pridáva v takom množstve, že hmotnostný pomer Ti/N je výhodne okolo 3,4. Titán je silný stabilizátor BCC a teda zvyšuje DBTT. Prebytočný Ti má sklon zhoršovať odolnosť ocele tvorbou hrubších častíc TiN alebo karbidu titánu (TiC). Obsah titánu pod asi 0,008 % hmotn. nemôže obvykle zaistiť dostatočne jemnú veľkosť zrna alebo väzbu N v oceli ako TiN, zatiaľ čo viac než asi 0,03 % hmotn. môže spôsobiť zhoršenie odolnosti. Výhodnejšie obsahuje oceľ aspoň okolo 0,01 % hmotn. Ti a nie viac než asi 0,02 % hmotn. Ti.Titanium (Ti) - when added in small amounts, it is effective in producing fine titanium nitride (TiN) particles that refine grain size in both the rolled structure and HAZ steel. Thus, the resistance of the steel is improved. The titanium is added in an amount such that the Ti / N weight ratio is preferably about 3.4. Titanium is a strong BCC stabilizer and thus increases DBTT. Excess Ti tends to deteriorate steel resistance by forming thicker TiN or titanium carbide (TiC) particles. Titanium content below about 0.008% by weight. usually cannot provide a sufficiently fine grain size or N bond in steel such as TiN, while more than about 0.03 wt. may cause deterioration. More preferably, the steel comprises at least about 0.01 wt. % Ti and not more than about 0.02 wt. You.

Hliník (AD sa pridáva do ocele s cieľom dezoxidácie. Aspoň okolo 0,001 % hmotn. je výhodné na tento účel a aspoň okolo 0,005 % hmotn. AI je ešte omnoho výhodnejšie. AI tiež viaže dusík rozpustený v HAZ. AI je však silným stabilizátorom a teda zvyšuje DBTT. Pokiaľ je obsah AI príliš vysoký, t. j. nad asi 0,05 % hmotn., prejavuje sa sklon vytvárať oxid hlinitý (AI2O3) typu inklúzií, ktorý má sklon byť nepriaznivý odolnosti ocele a jej HAZ. Ešte výhodnejšia je horná hranica obsahu hliníka okolo 0,03 % hmotn.Aluminum (AD is added to the steel for deoxidation. At least about 0.001 wt% is preferred for this purpose and at least about 0.005 wt% Al is even more preferred. AI also binds nitrogen dissolved in HAZ. However, AI is a strong stabilizer and therefore If the Al content is too high, ie above about 0.05 wt%, there is a tendency to form aluminum oxide (Al 2 O 3) type inclusions, which tends to be unfavorable to the resistance of the steel and its HAZ. about 0.03 wt.

Molybdén (Mo) zvyšuje vytvrditeľnosť ocele priamo pri kalení, predovšetkým v spojení s borom a nióbom. Mo je tiež potrebný pred vynútením sekundárneho vytvrdzovania počas temperovania ocele produkciou jemného karbidu M02C. Je výhodné aspoň okolo 0,1 % hmotn. Mo a ešte výhodnejšie je 0,2 % hmotn. Mo. Mo je však silný stabilizátor a teda zvyšuje DBTT. Prebytok Mó pomáha spôsobovať praskanie za studená pri zváraní a má tiež sklon zhoršovať odolnosť ocele a HAZ, je výhodné maximum okolo 0,8 % hmotn. a ešte výhodnejšie je maximum okolo 0,5 % hmotn.Molybdenum (Mo) increases the hardenability of the steel directly during quenching, especially in conjunction with boron and niobium. Mo is also needed before forcing secondary curing during tempering of the steel by producing fine carbide M02C. At least about 0.1 wt. Mo and even more preferably 0.2 wt. Mo. However, Mo is a strong stabilizer and thus increases DBTT. Excess Mo helps to cause cold cracking during welding and also tends to deteriorate the resistance of steel and HAZ, a maximum of about 0.8% by weight being preferred. and even more preferably the maximum is about 0.5 wt.

Chróm (Cr) má sklon zvyšovať vytvrditeľnosť ocele pri priamom kalení. Tiež zlepšuje stálosť proti korózii a rezistencii voči vodíkom indukovanému praskaniu (HIC). Podobne ako pri Mo, má prebytok Cr sklon spôsobovať zhoršenie odolnosti ocele a jej HAZ, takže, keď sa Cr pridáva, je výhodné maximum okolo 1,0 % hmotn. Cr. Výhodnejšie je, keď sa pridáva Cr, obsah Cr okolo 0,2 % hmotn. do asi 0,6 % hmotn.Chromium (Cr) tends to increase the hardenability of steel during direct quenching. It also improves corrosion resistance and hydrogen-induced cracking resistance (HIC). Similar to Mo, the excess Cr tends to deteriorate the resistance of the steel and its HAZ, so that when Cr is added a maximum of about 1.0 wt. Cr. More preferably, when Cr is added, the Cr content is about 0.2% by weight. % to about 0.6 wt.

Nikel (Ni) je dôležitá legujúca prísada do ocelí podľa tohto vynálezu na získanie potrebnej DBTT, predovšetkým v HAZ. Je jedným z najsilnejších stabilizátorov FCC v oceli. Prídavok Ni do ocele zvyšuje priečny sklz a tým znižuje DBTT. Aj keď nie rovnakou mierou ako prísady Mn a Mo, prísada niklu do ocele tiež podporuje vytvrditeľnosť, a preto rovnomernosť v smere hrúbky v mikroštruktúre a vlastnostiach v rezoch hrúbkou (t. j. hrubších než asi 2,5 cm (1 palec)). Na získanie potrebnej DBTT vo zváranej HAZ je výhodné minimum obsahu Ni okolo 1,0 % hmotn. výhodnejšie okolo 1,5 % hmotn. Keďže Ni je drahý legujúci prvok, je obsah niklu v oceli na podstatnú minimalizáciu nákladov na oceľ výhodne nižší než asi 3,0 % hmotn., výhodnejšie nižší než 2,5 % hmotn., výhodnejšie nižší než asi 2,0 % hmotn. a ešte výhodnejšie nižší než 1,8 % hmotn.Nickel (Ni) is an important alloying additive to the steels of the present invention to obtain the necessary DBTT, especially in HAZ. It is one of the strongest FCC stabilizers in steel. The addition of Ni to the steel increases lateral slip and thereby reduces DBTT. Although not to the same extent as the Mn and Mo additives, the addition of nickel to the steel also promotes hardenability and therefore uniformity in the thickness direction in the microstructure and in the cross-sectional thickness properties (i.e., thicker than about 2.5 cm (1 inch)). To obtain the necessary DBTT in the welded HAZ, a minimum Ni content of about 1.0 wt. more preferably about 1.5 wt. Since Ni is an expensive alloying element, the nickel content of the steel to substantially minimize the cost of the steel is preferably less than about 3.0 wt%, more preferably less than 2.5 wt%, more preferably less than about 2.0 wt%. % and even more preferably less than 1.8 wt.

Med* (Cu) je užitočná legujúca prísada na zaistenie vytvrdzovania počas temperovania využitím precipitácie častíc s- medi. Na tento účel sa pridáva výhodne aspoň 0,1 % hmotn., výhodnejšie aspoň 0,5 % hmotn. Cu je tiež stabilizátor FCC v oceli a môže podporiť zníženie DBTT na malé hodnoty. Cu je tiež prospešná rezistencii proti korózii a HIC. Pri väčších množstvách indukuje Cu nadmernú vytvrdzovaciu precipitáciu a môže znížiť odolnosť a zvýšiť DBTT ako v základnej doske, tak i v HAZ. Vyšší obsah Cu tiež môže spôsobiť krehnutie počas odlievania plátu a valcovania za tepla, vyžadujúce súčasné prísady Ni na jeho zmiernenie. Z vyššie uvedených dôvodov je výhodná horná hranica okolo 1,5 % hmotn. Cu a horná hranica okolo 1,0 % hmotn. je ešte výhodnejšia.Honey * (Cu) is a useful alloying additive to ensure curing during tempering using precipitation of copper particles. For this purpose, preferably at least 0.1 wt.%, More preferably at least 0.5 wt. Cu is also a FCC stabilizer in steel and can promote lowering DBTT to small values. Cu is also beneficial to corrosion resistance and HIC. At larger amounts, Cu induces excessive curing precipitation and can reduce durability and increase DBTT in both motherboard and HAZ. Higher Cu content can also cause embrittlement during sheet casting and hot rolling, requiring simultaneous Ni additions to alleviate it. For the above reasons, an upper limit of about 1.5 wt. Cu and an upper limit of about 1.0 wt. is even more convenient.

Bár (B) v malých množstvách môže veľmi zvýšiť vytvrditeľnosť ocele a vyprovokovať tvorbu mikroštruktúry ocele z ihlicovitého martenzitu, nižšieho bainitu a feritu pri potlačení tvorby vyššieho bainitu ako v základnej doske, tak i v hrubo zrnitej HAZ. Všeobecne je na tento účel treba aspoň okolo 0,0004 % hmotn. B. Keď sa bór pridáva do ocele podľa tohto vynálezu, je to výhodné od asi 0,0006 % hmotn. do asi 0,0020 % hmotn. a ešte výhodnejšia je horná hranica okolo 0,0010 % hmotn. Avšak bór nie je príliš žiaducou prísadou do ocele, pokiaľ ostatné prísady zaisťujú primeranú vytvrditeľnosť a potrebnú mikroštruktúru.The bar (B) in small amounts can greatly increase the hardenability of the steel and provoke the formation of steel microstructure from acicular martensite, lower bainite and ferrite by suppressing the formation of higher bainite in both the motherboard and coarse-grained HAZ. Generally, at least about 0.0004 wt. B. When boron is added to the steel of the invention, it is preferred from about 0.0006 wt. % to about 0.0020 wt. and even more preferably, the upper limit is about 0.0010 wt. However, boron is not a very desirable additive to steel as long as the other additives provide adequate hardenability and the necessary microstructure.

Táto pokročilá kombinácia vlastností v oceliach podľa tohto vynálezu poskytuje možnosť lacnej technológie na určité operácie pri kryogénnej teplote, napríklad, skladovanie a transport zemného plynu pri nízkych teplotách. Tieto nové ocele môžu zaistiť značné úspory na cene materiálu pre aplikácie pri kryogénnej teplote oproti bežne používaným komerčným oceliam, ktoré obvykle vyžadujú ďaleko vyšší obsah niklu (až asi do 9 % hmotn. a ich pevnosti sú omnoho nižšie (menej než asi 830 MPa (120 ksi)).This advanced combination of properties in the steels of the present invention provides the possibility of inexpensive technology for certain cryogenic temperature operations, for example, storage and transport of natural gas at low temperatures. These new steels can provide significant cost savings for cryogenic temperature applications over commonly used commercial steels, which usually require far higher nickel contents (up to about 9 wt% and their strengths are much lower (less than about 830 MPa). ksi)).

Chemické zloženie a typ mikroštruktúry sa využívajú na zníženie DBTT a zaisťujú rovnomerné vlastnosti v priebehu hrúbky pre rez hrúbkami presahujúci asi 2,5 cm (1 palec). Tieto nové ocele majú výhodne obsah niklu nižší než asi 3 % hmotn., pevnosť v ťahu väčšiu než asi 830 MPa, výhodne väčšiu než asi 860 MPa (125 ksi) a výhodnejšie väčšiu než asi 900 MPa (130 ksi), teploty prechodu od kujného ku krehkému lomu (DBTT) pod asi -73 °C (-100 °F) a ponúkajú vynikajúcu odolnosť pri DBTT. Tieto nové ocele môžu mať pevnosť v ťahu väčšiu než asi 930 MPa (135 ksi) alebo väčšiu než asi 965 MPa (140 ksi) alebo väčšiu než asi 1 000 MPa (145 ksi). Obsah niklu týchto ocelí sa môže zvýšiť nad asi 3 % hmotn., pokiaľ je to žiaduce na zvýšenie výkonu po zváraní. Očakáva sa, že každé 1 % hmotn. prídavku niklu zníži DBTT ocele o asi 10 °C (18 °F). Obsah niklu je výhodne nižší než asi 9 % hmotn., výhodnejšie než asi 6 % hmotn. Obsah niklu sa výhodne minimalizuje, aby sa minimalizoval náklad na oceľ.The chemical composition and type of microstructure are used to reduce DBTT and provide uniform properties over a thickness cut thickness of more than about 2.5 cm (1 inch). These new steels preferably have a nickel content of less than about 3 wt%, a tensile strength of greater than about 830 MPa, preferably greater than about 860 MPa (125 ksi), and more preferably greater than about 900 MPa (130 ksi), transition temperature from malleable to brittle fracture (DBTT) below about -73 ° C (-100 ° F) and offer excellent DBTT resistance. These new steels may have a tensile strength of greater than about 930 MPa (135 ksi) or greater than about 965 MPa (140 ksi) or greater than about 1000 MPa (145 ksi). The nickel content of these steels may be increased above about 3% by weight if desired to increase the post-welding performance. It is expected that every 1 wt. addition of nickel reduces the DBTT of the steel by about 10 ° C (18 ° F). The nickel content is preferably less than about 9 wt%, more preferably about 6 wt%. The nickel content is preferably minimized to minimize the cost of the steel.

Aj keď vyššie uvedený vynález bol opísaný v podobe jedného alebo viacerých výhodných uskutočnení, má sa tomu rozumieť tak, že^_sa môžu vytvoriť iné modifikácie bez opustenia predmetu ochrany vynálezu, čo je vyjadrené v ďalej uvedených patentových nárokoch.Although the foregoing invention has been described in terms of one or more preferred embodiments, it will be understood by ^_ can be formed other modifications without departing from the scope of the invention that is expressed in the below claims.

Slovník termínovDictionary of terms

Aci transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa počas zahrievania začína tvoriť austenit;Aci transformation temperature: the temperature at which austenite begins to form during heating;

Ac₃ transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa počas zahrievania dokončí premena feritu na austenit;Ac ₃ transformation temperature: temperature at which the conversion of ferrite to austenite is completed during heating;

AI2O3: oxid hlinitý;Al2O3: alumina;

Ar₃ transformačná teplota: teplota, pri ktorej sa začína austenit meniť počas chladenia na ferit;Ar ₃ transformation temperature: the temperature at which austenite begins to change to ferrite during cooling;

BCC: priestorovo centrovaná, kubická;BCC: spatially centered, cubic;

CRSS (critical resolved shear stress):intrinzická vlastnosť ocele, citlivá na ľahkosť, s ktorou môžu dislokácie pri deformácii priečne skíznuť, to znamená, že oceľ, v ktorej je ľahší priečny sklz bude mať nízke CRSS, a preto nízku DBTT;CRSS (critical resolved shear stress): the intrinsic property of a light-sensitive steel with which dislocations can become laterally deformed during deformation, that is, a steel in which the lateral slip is easier will have a low CRSS and therefore a low DBTT;

DBTT (Ductile to Brittle Transition Temperature): opisuje detailne dva režimy lomov v štrukturálnych oceliach; pri teplotách pod DBTT sa javí sklon k poškodeniu nízkoenergetickým stepným (krehkým) lomom, zatiaľ čo pri teplotách nad DBTT sa javí sklon k poškodeniam vysoko energetickým kujným lomom;DBTT (Ductile to Brittle Transition Temperature): describes in detail two fracture modes in structural steels; at temperatures below DBTT there is a tendency to damage by low-energy steppe (brittle) fracture, while at temperatures above DBTT there is a tendency to damage by high-energy forging fracture;

FCC: plošne centrovaná kubická;FCC: centered cubic;

HAZ: teplom ovplyvnená zóna;HAZ: heat affected zone;

HSLA: vysoko pevná, nízko legovaná;HSLA: high strength, low alloy;

interkriticky znovu ohrievané: ohrievané (alebo znovu-ohrievané) na teplotu približne od transformačnej teploty Aci do približnej transformačnej teploty AC3intercritically reheated: heated (or reheated) to a temperature approximately from the transformation temperature Aci to the approximate transformation temperature AC3

kalenie: hardening: ako používané pri opise tohto vynálezu, urýchľované chladenie nejakým prostriedkom, pri ktorom sa využíva tekutina vybraná pre jej sklon zvyšovať rýchlosť chladenia ocele, ako opaku chladenia vzduchom; as used in describing the present invention, accelerated cooling by any means utilizing a fluid selected for its tendency to increase the cooling rate of the steel, as opposed to air cooling; kaliaca stop teplota: temperature stop: najvyššia alebo v podstate najvyššia teplota, dosiahnutá na povrchu dosky po zastavení kalenia kvôli teplu prenášanému zo stredu hrúbky dosky; the highest or substantially the highest temperature reached on the surface of the plate after quenching due to heat transferred from the center of the plate thickness; kryogénna teplota: cryogenic temperature: každá teplota nižšia než asi -40 °C (-40 °F) any temperature below about -40 ° C (-40 ° F) MA: MA: martenzit - austenit; martenzite - austenite; Mo₂C:Mo ₂ C: forma karbidu molybdénu; molybdenum carbide form; Ms transformačná teplota: Ms transformation temperature: teplota, pri ktorej sa počas chladenia začína transformácia austenitu na martenzit; the temperature at which the transformation of austenite to martensite begins during cooling; nízko legovaná oceľ: low alloy steel: oceľ obsahujúca železo a menej než 10 % hmotn. všetkých legujúcich aditív; % steel containing iron and less than 10 wt. all alloying additives; pevnosť v ťahu: tensile strength: pri testovaní ťahom, pomer maximálneho zaťaženia k pôvodnej ploche priečneho rezu; in tensile testing, the ratio of the maximum load to the original cross-sectional area; plát: Salary: kus ocele majúci nejaké rozmery; a piece of steel having some dimensions; ppm: ppm: parts per milión; parts per million; prevažujúci: prevailing: aspoň okolo 50 objemových percent; at least about 50 volume percent; QST: QST: kaliaca stop teplota; quenching stop temperature; prevažne: mainly: ako používané v opise tohto vynálezu, znamená aspoň 50 % obj.; as used in the description of the invention means at least 50% by volume;

pôvodná veľkosť austenitového zrna: priemerná veľkosť austenitového zrna v oceli valcovanej za tepla pred valcovaním v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať;original austenite grain size: the average austenite grain size in hot-rolled steel prior to rolling in a temperature range in which austenite cannot recrystallize;

rozhranie zŕn pod veľkými uhlami: rozhranie zŕn, ktoré oddeľuje dve susedné zrná, ktorých kryštalografická orientácia sa líši viac než okolo 8°;grain interface at large angles: a grain interface which separates two adjacent grains whose crystallographic orientation differs by more than about 8 °;

Sv: celková interfaciálna plocha rozhrania pod veľkými uhlami na jednotku objemu v oceľovej doske;Sv: total interfacial interface area at high angles per unit of volume in a steel plate;

zváranie s nízkym tepelným príkonom: zváranie energiou oblúku do asi 2,5 kJ/mm (7,6 kJ/palec);low heat input welding: arc energy welding up to about 2.5 kJ / mm (7.6 kJ / inch);

TiC: TIC: karbid titánu; titanium carbide; TiN: TiN: nitrid titánu; titanium nitride; TMPC: TMPC: termomechanicky riadený postup valcovania; a thermomechanically controlled rolling process; T_nr teplota:T _nr temperature: teplota, pod ktorou austenit nemôže rekryštalizovať; a temperature below which austenite cannot recrystallize;

vytvrdzujúce častice:curing particles:

jedna alebo viac častíc ε-medi, Mo₂C alebo karbi dov a karbidonitridov nióbu a vanádu;one or more particles of ε-copper, Mo ₂ C or carbides and niobium and vanadium carbidonitrides;

Claims (17)

1. Spôsob prípravy oceľovej dosky majúcej DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F) ako v uvedenej oceľovej doske, tak i v jej HAZ, pevnosť v ťahu väčšiu než S30 MPa (120 ksi) a mikroštruktúru obsahujúcu prevažne temperovaný jemnozrnný ihlicovitý martenzit, temperovaný jemnozrnný nižší bainit alebo ich zmesi, vyznačujúci sa tým, že zahrnuje tieto kroky:A method of preparing a steel plate having a DBTT of less than about -73 ° C (-100 ° F) both in said steel plate and in its HAZ, a tensile strength greater than S30 MPa (120 ksi), and a microstructure containing predominantly tempered fine-grained needle martensite, tempered fine-grained lower bainite or mixtures thereof, characterized in that it comprises the following steps: (a) zahrievanie oceľového plátu na teplotu znovu-ohrevu (i) dostatočne vysokú na podstatnú homogenizáciu tohto oceľového plátu a rozpustenie v podstate všetkých karbidov a karbidonitridov nióbu a vanádu v tomto oceľovom pláte a (ii) dosť nízku na vytvorenie počiatočných austenitových zŕn majúcich veľkosť zrna menšiu než asi 120 mikrometrov v tomto oceľovom pláte;(a) heating the steel sheet to a reheat temperature (i) high enough to substantially homogenize the steel sheet and dissolve substantially all of the niobium and vanadium carbide and vanadium carbides in the steel sheet; and (ii) low enough to form initial austenite grains of size grains smaller than about 120 microns in this steel sheet; (b) zoslabenie tohto oceľového plátu na vytvorenie oceľovej dosky valcovaním za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje;(b) attenuating the steel sheet to form a steel plate by hot rolling in one or more passages in the first temperature range in which austenite recrystallizes; (c) ďalšie zoslabenie uvedenej oceľovej dosky valcovaním za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch v druhom teplotnom rozsahu pri teplote približne pod teplotou T_nr a približne nad transformačnou teplotou Ar₃;(c) further attenuating said steel plate by hot rolling in one or more passages in a second temperature range at a temperature below about T _nr and about above the transformation temperature Ar ₃ ; (d) kalenie uvedenej oceľovej dosky pri rýchlosti chladenia od asi 10 °C za sekundu do asi 40 °C za sekundu (18 °F/sek až 72 °F/sek) do kaliacej stop teploty približne pod transformačnou teplotu Ms plus 200 °C (360 °F);(d) quenching said steel plate at a cooling rate of from about 10 ° C per second to about 40 ° C per second (18 ° F / sec to 72 ° F / sec) to a quenching stop temperature below approximately the transformation temperature Ms plus 200 ° C (360 ° F); (e) zastavenie tohto kalenia a (f) temperovanie uvedenej oceľovej dosky pri temperovacej teplote od asi 400 °C (752 °F) do približnej transformačnej teploty Aci po dobu postačujúcu na spôsobenie precipitácie vytvrdzujúcich častíc, ako aj uľahčenie transformácie mikroštruktúry oceľovej dosky prevažne na temperovaný jemnozrnný ihlicovitý martenzit, temperovaný jemnozrnný nižší bainit alebo ich zmesi.(e) stopping said quenching; and (f) tempering said steel plate at a temperature of from about 400 ° C (752 ° F) to an approximate transformation temperature Aci for a time sufficient to cause precipitation of the curing particles as well as facilitating transformation of the steel plate microstructure predominantly into tempered fine-grained acicular martensite, tempered fine-grained lower bainite or mixtures thereof. ** 2. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že teplota znovu-ohrevu z kroku (a) je medzi asi 955 °C a asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F).The method of claim 1, wherein the reheat temperature of step (a) is between about 955 ° C and about 1065 ° C (1750 ° F to 1950 ° F). 3. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že zmenšenie hrúbky oceľového plátu uvedené v kroku (b) sa uskutoční od asi 30 % do asi 70 %.The method of claim 1, wherein the reduction in steel sheet thickness mentioned in step (b) is from about 30% to about 70%. 4. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že zmenšenie hrúbky oceľového plátu uvedené v kroku (c) sa uskutoční od asi 40 % do asi 80 %.The method of claim 1, wherein the reduction in steel sheet thickness mentioned in step (c) is from about 40% to about 80%. 5. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že ďalej zahrnuje krok pos- kytujúci uvedenej oceľovej doske chladenie vzduchom pri teplote okolia od kaliacej stop teploty pred temperovaním tejto oceľovej dosky v kroku (0-The method of claim 1, further comprising the step of providing said steel plate with air cooling at ambient temperature from the quenching temperature stop before tempering said steel plate in step (0-). 6. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát z kroku (a) • obsahuje železo a ďalej uvedené legujúce prvky v týchto hmotnostných percentách:Method according to claim 1, characterized in that the steel sheet of step (a) comprises iron and the following alloying elements in the following percentages by weight: asi 0,04 % až asi 0,12 % C, aspoň asi 1 % Ni až menej než asi 9 % Ni, asi 0,1 % až asi 1,5 % Cu, asi 0,1 % až asi 0,8 % Mo, asi 0,02 % až asi 0,1 % Nb, asi 0,008 % až asi 0,03 % Ti, asi 0,001 % až asi 0,05 % Al a asi 0,002 % až asi 0,005 % N.about 0.04% to about 0.12% C, at least about 1% Ni to less than about 9% Ni, about 0.1% to about 1.5% Cu, about 0.1% to about 0.8% Mo, about 0.02% to about 0.1% Nb, about 0.008% to about 0.03% Ti, about 0.001% to about 0.05% Al, and about 0.002% to about 0.005% N. 7. Spôsob podľa nároku 6, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát obsahuje menej než asi 6 % Ni.The method of claim 6, wherein the steel sheet contains less than about 6% Ni. 8 . Spôsob podľa nároku 6, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát obsahuje menej než asi 3 % hmotn. Ni a okrem toho obsahuje asi 0,5 % hmotn. až asi 2,5 % hmotn. Mn.8. The method of claim 6, wherein the steel sheet comprises less than about 3 wt. % And in addition contains about 0.5 wt. % to about 2.5 wt. Mn. 9. Spôsob podľa nároku 6, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát ďalej obsahuje aspoň jednu prísadu, vybranú zo skupiny, pozostávajúcej z (i) do asi 1,0 % hmotn. Cr, (ii) do asi 0,5 % hmotn. Si, (iii) do asi 0,1 % hmotn. V, a (iv) do asi 2,5 % hmotn. Mn.The method of claim 6, wherein the steel sheet further comprises at least one additive selected from the group consisting of (i) up to about 1.0 wt. Cr, (ii) up to about 0.5 wt. Si, (iii) up to about 0.1 wt. And (iv) up to about 2.5 wt. Mn. 10 . Spôsob podľa nároku 6, vyznačujúci sa tým, že oceľový plát ďalej obsahuje asi 0,0004 % hmotn. až asi 0,0002 % hmotn. B.10. The method of claim 6, wherein the steel sheet further comprises about 0.0004 wt. % to about 0.0002 wt. B. 11. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že uvedená oceľová doska obsahuje po temperovaní v kroku (f) v podstate 100 % temperovaného jemnozrnného ihlicovitého martenzitu.The method of claim 1, wherein said steel plate comprises substantially 100% tempered fine-grained acicular martensite after tempering in step (f). 12 . Oceľová doska, vyznačujúca sa tým, že má DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F) ako v oceľovej doske, tak i v jej HAZ, pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi) a mikroštruktúru obsahujúcu prevažne temperovaný jemnozrnný ihiicovitý martenzit, temperovaný jemnozrnný nižší bainit alebo ich zmesi, a že oceľová doska sa vyrába zo znovu-ohriateho oceľového plátu obsahujúceho železo a ďalej uvedené legujúce prvky v nasledovne vyjadrených hmotnostných percentách: asi 0,04 % až asi 0,12 % C, aspoň asi 1 % Ni až menej než asi 9 % Ni, asi 0,1 % až asi 1,5 % Cu, asi 0,1 % až asi 0,8 % Mo, asi 0,02 % až asi 0,1 % Nb, asi 0,008 % až asi 0,03 % Ti, asi 0,001 % až asi 0,05 % AI a asi 0,002 % až asi 0,005% N.12. Steel plate having a DBTT of less than about -73 ° C (-100 ° F) in both the steel plate and its HAZ, a tensile strength greater than 830 MPa (120 ksi), and a microstructure containing predominantly tempered fine-grained acicular martensite, tempered fine-grained lower bainite, or mixtures thereof, and that the steel plate is made from a reheated steel plate containing iron and the following alloying elements in the following weight percentages: about 0.04% to about 0.12% C, at least about 1% Ni to less than about 9% Ni, about 0.1% to about 1.5% Cu, about 0.1% to about 0.8% Mo, about 0.02% to about 0.1% Nb about 0.008% to about 0.03% Ti, about 0.001% to about 0.05% Al, and about 0.002% to about 0.005% N. 13 . Oceľová doska podľa nároku 12, vyznačujúca sa tým, že uvedený oceľo- vý plát obsahuje menej než asi 6 % hmotn. Ni.13. The steel plate of claim 12, wherein said steel sheet comprises less than about 6 wt. Ni. 14 . Oceľová doska podľa nároku 12, vyznačujúca sa tým, že uvedený oceľo- vý plát obsahuje menej než asi 3 % hmotn. Ni a okrem toho obsahuje asi 0,5 % hmotn. až asi 2,5 % hmotn. Mn.14. The steel plate of claim 12, wherein said steel sheet comprises less than about 3 wt. % And in addition contains about 0.5 wt. % to about 2.5 wt. Mn. 15. Oceľová doska podľa nároku 12, vyznačujúca sa tým, že ďalej obsahuje aspoň jednu prísadu vybranú zo skupiny, pozostávajúcej z (i) do asi 1,0The steel plate of claim 12, further comprising at least one additive selected from the group consisting of (i) to about 1.0 16.16th vin 17 .17. % hmotn. Cr, (ii) do asi 0,5 % hmotn. Si, (iii) do asi 0,1 % hmotn. V, a (iv) do asi 2,5 % hmotn. Mn.% wt. Cr, (ii) up to about 0.5 wt. Si, (iii) up to about 0.1 wt. And (iv) up to about 2.5 wt. Mn. Oceľová doska podľa nároku 12, vyznačujúca sa tým, že ďalej obsahuje asi 0,0004 % hmotn. až asi 0,0020 % hmotn. B.The steel plate of claim 12, further comprising about 0.0004 wt. % to about 0.0020 wt. B. Spôsob získavania DBTT nižšej než asi -73 °C (-100 °F) v HAZ oceľovej dosky pridaním aspoň 1,0 % hmotn. Ni a aspoň asi 0,1 % hmotn. Cu a podstatnou minimalizáciou prídavku stabilizačných prvkov BCC.A method of obtaining a DBTT of less than about -73 ° C (-100 ° F) in a HAZ steel plate by adding at least 1.0 wt. % Ni and at least about 0.1 wt. Cu and by substantially minimizing the addition of BCC stabilizing elements.