SK8692000A3 - Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness - Google Patents

Description

Oblasť techniky

Tento vynález sa týka extrémne pevných, zvárateľných dosiek z nízko legovanej ocele s vynikajúcou odolnosťou voči kryogénnej teplote ako základnej dosky, tak v teplom ovplyvnenej zóne (HAZ) po zváraní. Ďalej sa vynález týka spôsobu výroby takých oceľových dosiek.

Doterajší stav techniky

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

Často je treba skladovať a dopravovať komprimované prchavé tekutiny pri kryogénnych teplotách, t. j. teplotách pod asi -40 °C (-40 °F). Napríklad sú potrebné kontajnery na skladovanie a dopravu komprimovaného, skvapalneného zemného plynu (PLNG) pri tlaku v širokom rozsahu od asi 1 035 kPa (150 psia) do asi 7 590 kPa (1 100 psia) a pri teplote v rozsahu -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 oceľ mať primeranú pevnosť odolať tlaku tekutiny a primeranú odolnosť predísť vzniku lomu, t.j. výskytu trhlín pri prevádzkových podmienkach, ako v základnej oceli, tak aj v HAZ.

Ductile to Brittle Transition Temperature (DBTT) - teplota prechodu od kujného ku krehkému stavu - vyjadruje dva režimy lomov v štrukturálnych oceliach. Pri teplotách pod DBTT sa prejavuje sklon k poškodeniu nízkoenergetickým štiepnym (krehkým) lomom, zatiaľ čo pri teplotách nad DBTT sa prejavuje sklon k poškodeniam vysoko-energetickým kujným lomom Zvárané ocele používané v konštrukcii skladovacích a transportných kontajnerov na hore 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 aj v HAZ, aby sa predišlo poškodeniu nízko-energetickým štiepnym lomom.

Nikel obsahujúce ocele, konvenčné používané na štrukturálne aplikácie pri kryogénnej teplote, napr. ocele s obsahom niklu vyšším než asi 3 % hmotn. majú nízke DBTT, ale majú tiež pomerne nízke pevnosti v ťahu. Typicky komerčne dostupné ocele s obsahom 3,5 % hmotn. Ni, 5,5 % hmotn. Ni, a 9 % hmotn. Ni majú DBTT asi -100 °C (-150 °F), -155 °C (-250 °F) a -175 °C (-280 °F) v uvedenom poradí a pevnosti v ťahu do asi 485 MPa (70 ksi), 620 MPa (90 ksi) a 830 MPa (120 ksi) v uvedenom poradí. Aby sa dosiahli tieto kombinácie pevnosti a odolnosti, podrobujú sa tieto ocele všeobecne nákladnému postupu spracovania, napr. spracovania dvojitým vyžíhaním. V prípade aplikácií pri kryogénnej teplote sa v priemysle bežne používajú tieto komerčné, nikel obsahujúce ocele pre ich dobrú odolnosť voči nízkym teplotám, ale musia sa brať do úvahy ich pomerne nízke pevnosti v ťahu. Konštrukcie všeobecne 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 spojení s potrebnou hrúbkou ocele.

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 možnosť ponúknuť najvyššie pevnosti v ťahu (napr. vyššie než asi 830 MPa (120 ksi)) a nízke náklady, ale tiež majú pomerne vysoké DBTT, obzvlášť v teplom ovplyvnenej zóne (HAZ). Všeobecne o týchto oceliach platí, že s klesajúcou zvárateľnosťou a odolnosťou voči nízkej teplote sa zvyšuje pevnosť v ťahu. 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 ob vykle spôsobená vytváraním nežiaducich mikroštruktúr vnikajúcich zo zváracích tepelných cyklov v hrubozrnných a interkriticky znovu-ohrievaných HAZ, t.j. HAZ ohrievané na teplotu od približne transformačnej teploty Aci do približne transformačnej teploty Ac₃. (Viď slovník pre definície transformačných teplôt Aci a Ac₃.) DBTT sa významne zvyšuje so zväčšujúcim sa rozmerom zrna a krehkosťou mikroštrukturálnych zložiek, takých ako ostrovčeky martenzitu - austenitu (MA) v HAZ. Napríklad DBTT pre HAZ v bežne používanej oceli HSLA, XI00 potrubie na prívod ropy a plynu, je vyššia než asi -50 °C (-60 °F).

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

V nekryogénnych aplikáciách komerčne najdostupnejšie HSLA ocele s nízkym a stredným obsahom uhlíka pre ich pomerne nízku odolnosť pri vysokých pevnostiach sú buď navrhnuté pri zlomku svojich pevnosti alebo alternatívne spracovávané na nižšie pevnosti na dosiahnutie prijateľnej odolnosti. V inžinierskych aplikáciách vedie tento prístup ku zväčšení 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 pohony pre vysoký výkon, sa používajú ocele obsahujúce viac než asi 3 % hmotn. niklu (ako AISI 48XX, SAE 93XX, atď.) na udržanie dostatočnej odolnosti. Tento prístup vedie k podstatne vyšším nákladom na dosiahnutie najvyššej pevnosti HSLA ocelí. Ďalší problém, s ktorým sa stretáva použitie štandardných komerčných HSLA ocelí je vodíkové štepenie (krakovanie), ku ktorému dochádza v HAZ, najmä keď sa pri zváraní použije nízky tepelný príkon.

Sú významné ekonomické podnety a isté inžinierske potreby za nízke náklady zlepšiť odolnosť pri vysokých a extrémne vysokých pevnostiach pri nízko legovaných oceliach. Predovšetkým je potrebné, aby ocele s rozumne stanovenými cenami mali extrémne vysokú pevnosť, napr. pevnosť v ťahu vyššiu než 830 MPa (120 ksi) a vynikajúcu odolnosť voči kryogénnej teplote, napr. DBTT nižšiu než asi -73 °C ( -100 °F), ako v základnej doske, tak aj v HAZ, na použitie v komerčných aplikáciách pri kryogénnej teplote.

Predmetom tohto vynálezu je zlepšenie technológie bežne používaných, vysoko pevných, nízko legovaných ocelí 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 aj 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 podstatne rovnomernou mikroštruktúrou v priebehu hrúbky a vlastnosťami hrúbky väčšej než asi 2,5 cm (1 palec) pri využití komerčne bežných dostupných výrobných techník, takže by použitie týchto ocelí v komerčných procesoch pri kryogénnej teplote bolo ekonomicky uskutočniteľné.

Podstata vynálezu

Zhodne s vyššie stanovenými zámermi tohto vynálezu je k dispozícii výrobná metodológia, pričom sa plát z nízko legovanej oceli, potrebného chemického zloženia, znovu zahrieva na vhodnú teplotu, potom sa za tepla valcuje do tvaru oceľovej dosky a na konci valcovania sa prudko chladí kalením vhodnou tekutinou, ako vodou, na vhodnú kaliacu stop teplotu (QST) na vytvorenie mikrolaminátovej mikroštruktúry, obsahujúcej výhodne asi 2 % obj. až 10 % obj. tenkých vrstiev austenitu a asi 90 % obj. až 98 % obj. prevažne jemne zrnitého ihlicovitého martenzitu a jemne zrnitého nižšieho bainitu. V jednom uskutočnení tohto vynálezu sa potom oceľová doska chladí vzduchom na teplotu okolia. V inom uskutočnení sa oceľová doska udržuje v podstate izotermálne na QST po dobu asi do päť (5) minút a následne chladí vzduchom na teplotu okolia. V ešte inom uskutočnení sa oceľová doska pomaly chladí rýchlosťou nižšou než asi 1,0 °C za sekundu (1,8 °F/sec) po dobu do asi päť (5) minút a následne chladí vzdu chom na teplotu okolia. Ako sa v opise tohto vynálezu používa výraz kalenie, označuje sa týmto výrazom urýchlené chladenie niektorými prostriedkami, pričom sa použije tekutina vybraná pre jej tendenciu zvýšiť rýchlosť chladenia ocele, ako opaku chladenia vzduchom na teplotu okolia.

Tiež v zhode s vyššie stanovenými zámermi tohto vynálezu, ocele vyrábané podľa tohto vynálezu sú zvlášť vhodné pre mnoho aplikácii pri kryogénnej teplote, v ktorých majú ocele ďalej uvedené charakteristiky, výhodne pre hrúbky asi 2,5 cm (1 palec) a väčšie: (i) DBTT nižšie než asi -73 °C (-100 °F ) ako v základnej oceli, tak i vo zváranej HAZ, (ii) pevnosť v ťahu vyššiu než 830 MPa (120 ksi), výhodne vyššiu než asi 860 MPa (125 ksi) a výhodnejšie vyššiu než asi 900 MPa (130 ksi), (iii) lepšiu zvárateľnosť, (iv) podstatne rovnomernú mikroštruktúru a vlastnosti v priebehu hrúbky a (v) zlepšenú odolnosť oproti komerčne dostupným štandardným HSLA oceliam. Tieto ocele môžu mať pevnosť v ťahu vyššiu než asi 930 MPa (135 ksi) alebo väčšiu než asi 965 MPa (140 ksi) alebo väčšiu než asi 1 000 MPa ( 145 ksi).

Prehľad obrázkov na výkresoch

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

Obr. 1 je diagram transformácie kontinuálnym chladením (CCT), ukazujúci, ako proces starnutia vytvára v oceli mikrolaminátovú mikroštruktúru podľa tohto vynálezu;

obr. 2A (doterajší stav) je schematické znázornenie, ukazujúce šírenie štiepnej praskliny ihlicovitým rozmedzím v zmiešanej mikroštruktúre nižšieho bainitu a martenzitu v konvenčnej oceli;

obr. 2B je schematické znázornenie, ukazujúce kľukatú cestu praskliny, spôsobenú prítomnosťou austenitovej fázy v mikrolaminátovej mikroštruktúre v oceli podľa tohto vynálezu;

obr. 3A je schematické znázornenie veľkosti austenitového zrna v oceľovom pláte po znovu zahriatí podľa tohto vynálezu;

obr. 3B je schematické znázornenie prvotnej veľkosti austenitového zrna v oceľovom pláte po valcovaní za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, ale pred valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať podľa tohto vynálezu a obr. 3C je schematické znázornenie pretiahnutej lievancovej štruktúry zŕn v austenite, s veľmi jemnou efektívnou veľkosťou zrna v smere hrúbky oceľovej dosky pri dokončení TMCP podľa tohto vynálezu.

Keďže vynález je ďalej opísaný v spojení 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 vynálezu, ako je definované v pripojených nárokoch.

Podrobný opis vynálezu

Tento vynález sa týka vývoja nových HSLA ocelí, stretávajúcich sa s vyššie opísanými námietkami. Vynález je založený na novodobej kombinácii chemického zloženia ocele a postupu výroby, zaisťujúceho ako intrinzické a mikroštruktúrálne zvýšenie odolnosti k nižšej DBTT tak aj zvýšenie odolnosti pri vysokých pevnostiach v ťahu. Intrinzické zvýšenie odolnosti sa dosahuje rozumnou vyváženosťou kritických legujúcich prvkov v oceli, ako je podrobne opísané v tejto špecifikácii Mikroštruktúrálne stužovanie rezultuje z dosiahnutia veľmi jemnej efektívnej veľkosti zrna takisto ako zo zahájenia tvorby mikrolaminátovej mikroštruktúry. S odkazom na obr. 2B, mikrolaminátová mikroštruktúra ocelí podľa tohto vynálezu výhodne zahrnuje striedavé ihlice 28 prevažujúceho buď jemnozrnitého nižšieho bainitu alebo jemnozrnitého martenzitu a tenké vrstvy 30 austenitu. Výhodne je priemerná hrúbka austenitových tenkých vrstiev 30 menšia než asi 10 % priemernej hrúbky ihlíc 28.. Ešte výhodnejšie je priemerná hrúbka austenitových tenkých vrstiev 30 asi 10 nm a priemerná hrúbka ihlíc 28 je asi 0,2 mikrónov.

Vystarávanie je v tomto vynáleze využívané na uľahčenie tvorby mikrolaminátovej mikroštruktúry vyvolaním udržania žiadaných tenkých austenitových vrstiev pri teplotách okolia. Ako je známe v odbore kvalifikovaným osobám, vystarávanie je proces, pri ktorom starnutie austenitu v zahrievanej oceli zaujíma miesto pred chladením ocele na teplotný rozsah, v ktorom sa austenit typicky transformuje na bainit a/alebo martenzit. V doterajšom stave techniky je známe, že vystarávanie vyvoláva termálnu stabilizáciu austenitu.

Unikátne chemické zloženie ocele a spojenie s výrobným postupom poskytuje postačujúce časové oneskorenie začiatku transformácie bainitu po zastavení kalenia na umožnenie primeraného starnutia austenitu na tvorbu austenitových tenkých vrstiev v mikrolaminátovej mikroštruktúre. Napríklad, s odkazom na obr. 1, oceľ vyrobená podľa tohto vynálezu sa podrobí riadenému valcovaniu 2 v rozsahoch teploty uvedených,(ako je opísané podrobnejšie ďalej v tomto dokumente); potom sa oceľ podrobí kaleniu 4 od bodu 6 začiatku kalenia do bodu 8 zastavenia kalenia (t.j. QST). Po zastavení kalenia v bode (QST) 8 zastavenia kalenia, (i) v jednom uskutočnení, sa oceľ v podstate udržuje izotermicky na QST po dobu, výhodne do asi 5 minút a potom sa chladí vzduchom na okolitú teplotu, ako ukazuje čiarkovaná línia 12. (ii) v inom uskutočnení sa oceľová doska pomaly chladí od QST, rýchlosťou nižšou než asi 1,0 °C za sekundu (1,8 °F/sec) po dobu do asi 5 minút, pred ponechaním oceľovej dosky chladeniu vzduchom na teplotu okolia, ako je znázornené líniou čiarka - bodka - bodka, (iii) v ešte inom uskutočnení sa oceľová doska môže ponechať chladeniu vzduchom na teplotu okolia, ako ukazuje bodkovaná línia Π). V niektorých z uskutočnení sa udržujú austenitové tenké vrstvy po vytvorení ihlíc nižšieho bainitu v oblasti nižšieho bainitu 14 a martenzitových ihlíc v oblasti martenzitu 16. Oblasti vyššieho bainitu 18 a oblasti feritu/perlitu 19 sa vyhýbajú. V oceliach podľa tohto vynálezu sa objavuje zvýšené vystarávanie vďaka novej kombinácii chemického zloženia a výrobného postupu, opísanej v tomto opise.

Zložky bainitu a martenzitu a austenitová fáza mikrolaminátovej mikroštruktúry sú predurčené využiť vlastnosti vyššej pevnosti jemnozrnitého nižšieho bainitu a jemnozrnitého ihlicovitého martenzitu a vyššej rezistencie proti štiepnemu lomu austenitu. Mikrolaminátová mikroštruktúra je optimalizovaná v podstate na maximalizovanie krivosti priebehu praskliny, čím sa zvýši rezistencia proti šíreniu praskliny a zaistí sa významné zvýšenie odolnosti mikroštruktúry·

V súhlase s predchádzajúcim je zaistený spôsob prípravy oceľovej dosky extrémne vysokej pevnosti majúcej mikrolaminátovú mikroštruktúru, obsahujúcu asi 2 % objem, až asi 10 % objem, austenitových tenkých vrstiev a asi 90 % objem. až 98 % objem, ihlíc prevažne jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu, pričom tento spôsob zahrnuje kroky: (a) zahrievanie oceľového plátu na teplotu znovu ohrevu, dostatočne vysokú (i) na podstatnú homogenizáciu oceľového plátu (ii) rozpustenie v podstate všetkých karbidov a karbonitridov nióbu a vanádu v oceľovom pláte a (iii) vyvolanie iniciácie vzniku austenitových zŕn v oceľovom pláte; (b) stenčenie oceľového plátu na tvar oceľovej dosky v jednom alebo viacerých valcovacích priechodoch za tepla v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje; (c) ďalšie stenčenie oceľovej dosky v jednom alebo viacerých priechodoch valcami pri valcovaní za tepla v druhom teplotnom rozsahu pod približnou teplotou T_nr a nad približnou transformačnou teplotou Ar₃; (d) kalenie oceľovej dosky chladením rýchlosťou od asi 10 °C za sekundu do asi 40 °C za sekundu (18 °F/sec až 72 °F/sec) na kaliacu stopteplotu (QST) pod približnou transformačnou teplotou M_s plus 100 °C (180 °F) a nad približnou transformačnou teplotou M_s a (e) zastavenie uvedeného kalenia. V jednom uskutočnení zahrnuje spôsob podľa vynálezu ďalej umožnenie chladenia oceľovej dosky vzduchom z QST na teplotu okolia. V inom uskutočnení spôsob podľa tohto vynálezu ďalej zahrnuje krok udržovania oceľovej dosky v podstate izotermicky na QST pod dobu do asi 5 minút pred umožnením chladenia vzduchom na teplotu okolia. V ešte inom uskutočnení zahrnuje spôsob podľa vynálezu ďalej krok pomalého chladenia oceľovej dosky z QST rýchlosťou nižšou než asi 1 °C za sekundu (1,8 °F/sec) po dobu do asi 5 minút pred umožnením chladenia vzduchom na teplotu okolia. Tento postup výroby uľahčuje transformáciu mikroštruktúry oceľovej dosky asi 2% obj. až asi 10 % obj. austenitových tenkých vrstiev a asi 90 % obj. až asi 98 % obj. ihlíc prevažne jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu. ( Viď slovník pre definície teploty T_nra alebo transformačné teploty Är₃ a M_s.)

Na zaistenie odolnosti voči okolitej a kryogénnej teplote zahrnujú ihlice v mikrolaminátovej mikroštruktúre výhodne prevažne nižší bainit alebo martenzit. Je výhodné podstatne minimalizovať tvorbu krehkých zložiek, ako vyššieho bainitu dvojitého martenzitu a MA. Termínom „prevažne“, ako je použitý v opise tohto vynálezu a v patentových nárokoch, sa myslí aspoň 50 objemových percent. Zvyšok mikroštruktúry môže obsahovať ďalší jemnozrnný nižší bainit, ďalší jemnozrnný ihlicovitý martenzit alebo ferit. Výhodnejšie obsahuje mikroštruktúra aspoň 60 % obj. až 80 % obj. nižšieho bainitu alebo ihlicovitého martenzitu. Ešte výhodnejšie obsahuje mikroštruktúra aspoň asi 90 % obj. nižšieho bainitu alebo ihlicovitého martenzitu.

Oceľový plát vyrobený podľa tohto vynálezu je zhotovený zákazníckym spôsobom a v jednom uskutočnení obsahuje železo a ďalej uvedené legujúce prvky, výhodne v hmotnostných rozsahoch, uvedených v tejto tabuľke I.

Tabuľka I

Legujúci prvok Rozsah ( % hmotn.)

uhlík (C)	0,04 až 0,12	výhodnejšie	0,04 až 0,07
mangán (Mn)	0,5 až 2,5	výhodnejšie	1,0 až 1,8
nikel (Ni)	1,0 až 3,0	výhodnejšie	1,5 až 2,5
meď (Cu)	0,1 až 1,5	výhodnejšie	0,5 až 1,0
molybdén (Mo)	0,1 až 0,8	výhodnejšie	0,2 až 0,5
niób (Nb)	0,02 až 0,1	výhodnejšie	0,03 až 0,05
titán (Ti)	0,008 až 0,03	výhodnejšie	0,01 až 0,02
hliník (Al)	0,001 až 0,05	výhodnejšie	0,005 až 0,03
dusík (N)	0,002 až 0,005	výhodnejšie	0,002 až 0,003

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

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.

Oceľ obsahuje výhodne aspoň 1 % hmotn. niklu Obsah niklu v oceli sa môže zvýšiť nad asi 3 % hmotn. pokiaľ je žiadané zvýšiť po zvarení výkon 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 minimalizovať náklady na oceľ. Pokiaľ obsah niklu vzrastie nad asi 3 % hmôt., môže obsah mangánu klesnúť pod asi 0,5 % hmotn. a znížiť sa až k 0,0 % hmotn.

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

Okrem toho sa zvyšné prvky v oceli v podstate 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.

Postup výroby oceľového plátu (1) Zníženie DBTT

Dosiahnutie nízkej DBTT, napr. nižšej než asi -73 °C (-100 °F) je kľúčový otvorený problém vo vývoji nových HSLA ocelí pre aplikácie pri kryogénnej teplote. Technický problém je udržať, prípadne zvýšiť pevnosť v doterajšej technológii HSLA pri znížení DBTT, predovšetkým v HAZ. V tomto vynáleze sa využíva kombinácia legovania a výrobného postupu ku zmene ako intrinzického tak aj mikroštrukturálneho príspevku k rezistencii voči lomu, cestou produkcie níz11 ko legovanej ocele s vynikajúcimi vlastnosťami ako v základnej doske tak aj v HAZ, ako je ďalej opísané v tomto dokumente.

V tomto vynáleze je mikroštrukturálne zvýšenie odolnosti využívané na zníženie DBTT základnej ocele. Mikroštrukturálne zvýšenie odolnosti pozostáva zo zjemnenia prvotnej veľkosti austenitových zŕn, modifikáciou morfológie zrna postupom tepelne mechanického riadeného valcovania a (TMCP) a vytváraním mikrolaminátovej mikroštruktúry vnútri jemných zŕn, všetko zamerané na zväčšenie interfaciálnej plochy rozhraní pod veľkými uhlami na jednotku objemu v oceľovej doske. Ako je známe školeným odborníkom, zrnom, ako sa používa v tomto dokumente, sa myslí individuálny kryštál v polykryštalickom materiáli a rozhraním zrna, ako sa používa 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 je používané v tomto dokumente, rozhranie pod veľkými uhlami je rozhranie, ktoré sa efektívne správa ako rozhranie pod veľkými uhlami, ktoré má sklon odchyľovať šírenie praskliny alebo lomu a teda indukuje kľukatosť v dráhe lomu.

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

Sv = \/d ( 1 + R + 1/7? ) + 0,63 (r-30) kde:

d je priemerná veľkosť austenitového zrna v oceľovej doske valcovanej za tepla pred valcovaním v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať (prvotná veľkosť austenitového zrna);

7? je pomer stenčenia (pôvodná hrúbka oceľového plátu/konečná hrúbka oceľovej dosky); a r je percentuálne zmenšenie hrúbky ocele spôsobené valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať.

Ako je známe školeným odborníkom, ako Sv ocele vzrastá, DBTT klesá pôsobením odchyľovania trhlín sprevádzaným krivoľakosťou dráhy lomu pri rozhraniach pod veľkými uhlami. V komerčnej praxi TMCP je hodnota R fixná pre danú hrúbku dosky a horná hranica hodnoty r je typicky 75. Pri daných fixných hodnotách R a r, Sv môže v podstate pri znižovaní d len vzrastať, ako je evidentné z hore uvedenej rovnice. Na zníženie d v oceliach podľa tohto vynálezu sa používa mikrolegovanie pomocou Ti a Nb v spojení s optimalizovanou praxou TMCP. Na ten istý celkový stupeň redukcie hrúbky počas deformácie valcovaním za tepla oceľ s počiatočnou drobnejšou priemernou veľkosťou austenitových zŕn môže rezultovať v jemnejšiu konečnú priemernú veľkosť austenitových zŕn. Preto sa v tomto vynáleze množstvo prídavkov Ti a Nb optimalizuje pre prax nízkeho znovu ohrevu, zatiaľ čo sa prejavuje žiaduca inhibícia rastu austenitových zŕn počas TMCP. S odkazom na obr. 3A: Na získanie priemernej veľkosti D' austenitových zŕn menšej než asi 120 mikrónov v znovu ohriatom oceľovom pláte 32 pred deformáciou za tepla sa používa pomerne nízka teplota znovu ohrevu, výhodne medzi asi 955 °C a asi 1065 °C (1750 °F až 1950 °F). Postup výroby podľa tohto vynálezu znemožňuje nadmerný rast austenitových zŕn, ktorý vyplýva z použitia vyšších teplôt znovu ohrevu, t.j vyšších než asi 1095 °C (2000 °F) v konvenčnom TMCP. Počas valcovania za tepla sa na vyvolanie dynamickej rekryštalizácie indukovanej zjemnením zrna používa významné ubratie hrúbky, väčšie než asi 10 % v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje. Teraz s odkazom na obr. 3B: postup výroby podľa tohto vynálezu zaisťuje prvotnú priemernú veľkosť D (t.j. ď) austenitových zŕn menšiu než 30 mikrónov, výhodne menšiu než 20 mikrónov a ešte výhodnejšie menšiu než 10 mikrónov v oceľovom pláte 32 po valcovaní za tepla (deformácii) v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, ale pred valcovaním za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom austenit nemôže rekryštalizovať. Okrem toho na vyvolanie efektívneho zmenšenia veľkosti zŕn v smere cez hrúbku sa uskutočňuje razantné znižovanie hrúbky, výhodne presahujúce asi 70 % v teplotnom rozsahu pod približnou teplotou T_nr, ale nad približnou transformačnou teplotou Ar₃. Teraz s odkazom na obr. 3C: TMCP podľa tohto vynálezu vedie k vytvoreniu pretiahnutej lievancovej štruktúry v austenite v oceľovej doske 32' pri konečnom valcovaní za tepla, s veľmi jemnou veľkosťou D' zrna v smere cez hrúbku, napr. efektívna veľkosť D zrna menšia než asi 10 mikrónov, výhodne menšia než asi 8 mikrónov a ešte výhodnejšie menšia než asi 5 mikrónov, teda zväčšujúca interfaciálnu plochy rozhraní pod veľkými uhlami, napr. 33 na jednotku objemu v oceľovej doske 32\ ako je známe osobám vyškoleným v odbore.

V trochu podrobnejšom pohľade sa oceľ podľa tohto vynálezu pripravuje tvárnením plátu potrebného zloženia, ako je v tomto dokumente opísané, ohriatím plátu na teplotu od asi 955 °C do asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F), valcovaním plátu za tepla do tvaru oceľovej dosky v jednom alebo viacerých priechodoch na uskutočnenie stenčenia o 30 percent až asi 70 percent v prvom teplotnom rozsahu, v ktorom austenit rekryštalizuje, t.j. približne nad teplotou T_nr a ďalším valcovaním oceľovej dosky za tepla v jednom alebo vo viacerých priechodoch, s výsledkom okolo 40 percent až asi 80 percent stenčenia 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/sec až 72 °F/sec) na vhodnú QST, približne pod teplotou transformácie plus 100 °C (180 °F) a približne nad transformačnou teplotou M_s po dobu, pri ktorej je ukončená doba kalenia. V jednom uskutočnení tohto vynálezu po skončení kalenia sa umožní ochladzovanie oceľovej dosky z QST vzduchom na teplotu okolia, ako je znázornené na obr. 1 bodkovanou líniou 10. V inom uskutočnení tohto vynálezu sa po kalení udržuje oceľová doska v podstate izotermicky na QST po dobu, výhodne do 5 minút a potom sa chladí vzduchom na teplotu okolia, ako je znázornené čiarkovanou líniou 12 na obr. 1. V ešte inom uskutočnení, ako je znázornené líniou 11 čiarka - bodka - bodka na obr. 1, sa oceľová doska pomaly chladí z QST menšou rýchlosťou než pri chladení vzduchom, t.j. rýchlosťou nižšou než asi 1 °C za sekundu (1,8 °F/sec) výhodne do asi 5 minút. V aspoň jednom uskutočnení tohto vynálezu je transformačná teplota M_s okolo 350 °C (662 °F), a preto transformačná teplota M_s plus 100 °C (180 °F) je okolo 450 °C ( 842 °F).

Oceľová doska sa môže udržovať v podstate izotermicky na QST rôznymi vhodnými prostriedkami, ako sú známe školeným odborníkom, ako umiestnením teplo izolujúcej pokrývky cez oceľovú dosku. Oceľová doska sa môže pomaly chladiť po kalení určitými vhodnými prostriedkami, ako sú známe vyškoleným odborníkom, ako umiestnením izolačnej pokrývky cez oceľovú dosku.

Ako je známe odborne vzdelaným osobám, a ako je použité v tomto dokumente, percentuálne zmenšenie hrúbky sa vzťahuje na percentuálne zmenšenie hrúbky oceľového plátu alebo dosky pred uvádzaným zmenšením hrúbky. Len na účel vysvetlenia, bez toho aby sa tým vynález obmedzil, oceľový plát asi 25,4 cm (10 palcov) hrúbky sa môže stenčiť o asi 50 % ( 50 percentné stenčenie) v prvom teplotnom rozsahu na hrúbku okolo 12,7 cm (5 palcov), potom stenčiť okolo 80 % ( 80 percentné stenčenie) v druhom teplotnom rozsahu na hrúbku okolo 2,5 cm ( 1 palec ). Termínom plát, ako sa používa v tomto dokumente, sa myslí kus ocele majúci určité rozmery.

Oceľový plát sa výhodne ohrieva vhodným prostriedkom na zvýšenie teploty v podstate celého plátu, výhodne celého plátu na žiadanú teplotu znovu ohrevu, napr. umiestnením plátu v peci na určitú dobu. Špecifickú teplotu znovu ohrevu, ktorá by sa mala použiť pre niektoré zloženie ocele v rámci tohto vynálezu, môže ľahko určiť odborne vyškolená osoba buď experimentom alebo kalkuláciou pri použití vhodných modelov. Okrem toho teplota pece a doba znovu ohrevu potrebná na zvýšenie teploty v podstate celého plátu, výhodne celého plátu, na žiadanú teplotu znovu ohrevu, môžu byť rýchlo určené odborne školenou osobou pri čerpaní poznatkov zo štandardných priemyselných publikácií.

S výnimkou teploty znovu ohrevu, ktorá sa aplikuje v podstate na celý plát, ďalšie diskutované teploty v opise výrobných spôsobov tohto vynálezu sa merajú na povrchu oceli. Povrchová teplota ocele sa môže merať použitím optického pyrometra, alebo napríklad niektorým iným prístrojom vhodným na meranie povrchovej teploty 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, dosahovaná na povrchu dosky po zastavení kalenia kvôli teplu prenášanému zo stredu hrúbky dosky. Napríklad počas postupu experimentálneho ohrevu zloženia ocele podľa tohto vynálezu sa termočlánok na meranie teploty v strede umiestni v strede, alebo v podstate v strede hrúbky oceľovej dosky, zatiaľ čo povrchová teplota sa meria použitím optického pyrometra. Korelácia medzi teplotou v strede a na povrchu sa odvodzuje pri použití počas následného spracovania toho istého alebo v podstate toho istého zloženia ocele ako je tá, pri ktorej sa môže teplota v strede určiť cestou priameho merania povrchovej teploty. Tiež potrebnú teplotu a rýchlosť prietoku kaliacej tekutiny na realizáciu urýchleného chladenia môžu určiť školení odborníci čerpaním poznatkov zo štandardných priemyselných publikácií.

Pre niektoré zloženie ocele v rozsahu tohto vynálezu, teplota, ktorá určuje rozhranie medzi oblasťou rekryštalizácie a nerekryštalizačnou oblasťou, teplota T_nr, závisí od chemického zloženia ocele, najmä od koncentrácie uhlíka a od koncentrácie nióbu, od teploty znovu ohrevu pred valcovaním a od miery stenčenia hrúbky danej priechodmi medzi valcami. Osoby, vyškolené v odbore môžu určiť túto teplotu pre jednotlivé ocele podľa tohto vynálezu buď experimentálne alebo modelovou kalkuláciou. Podobne transformačné teploty Ar₃ a Ms, diskutované v tomto dokumente, môžu osoby školené v odbore určiť pre ktorúkoľvek oceľ podľa tohto vynálezu buď experimentálne alebo modelovou kalkuláciou.

Opísaná prax TMPC vedie teda k vysokej hodnote Sv. Okrem toho, znovu s odkazom na obr. 2B, mikrolaminátová mikroštruktúra vytváraná počas vystarávania, zväčšuje ďalej interfaciálnu plochu, vytváraním početných rozhraní 29 pod veľkými uhlami, medzi ihlicami 28. prevažne nižšieho bainitu alebo martenzitu a tenkými vrstvami 30 austenitu. Táto mikrolaminátová konfigurácia, ako je znázornené na obr. 2B, sa môže zrovnávať s konvenčnou ihlicovou štruktúrou bainitu s martenzitom bez medziihlicových tenkých vrstiev austenitu, ako znázorňuje obr. 2A. Konvenčná štruktúra, schematicky znázornená na obr. 2A je charakterizovaná rozhraniami 20 pod malými uhlami (t j rozhraniami, ktoré sa správajú efektívne ako rozhrania zŕn pod malými uhlami (viď slovník), napr. medzi ihlicami 22 prevažne nižšieho bainitu a martenzitu; a teda hneď ako sa začne vyskytovať štiepna prasklina 24. môže sa šíriť ihlicovitými rozhraniami 20 s malou zmenou smeru. Naopak mikrolaminátová mikroštruktúra v oceliach tohto vynálezu, ako je znázornené na obr. 2B, vedie ku značnej krivoľakosti dráhy praskliny. To je preto, že prasklina 26. ktorá začala v ihlici 28. napr. nižšieho bainitu alebo martenzitu, napríklad, bude mať sklon meniť roviny, t.j. meniť smery od každého rozhrania 29 pod veľkými uhlami, s tenkými vrstvami 30 austenitu pôsobením rozdielnej orientácie štiepnych a klzných rovín v zložkách bainitu a martenzitu a austenitovej fáze. Okrem toho austenitové tenké vrstvy 30 zaisťujú otupenie postupu praskliny 26. vyúsťujúce do ďalšej absorpcie energie predtým než sa prasklina 26 rozšíri tenkými austenitovými vrstvami 30.. Otupenie sa objavuje z niekoľkých príčin. Prvá, FCC (ako je definované v tomto dokumente) austenit nemôže ovplyvniť správanie DBTT a procesy prerušenia jediného zostávajúceho mechanizmu rozšírenia trhliny. Za druhé, keď zaťaženie pnutím prekročí určitú vyššiu hodnotu u špičky praskliny, môže sa metastabilný austenit podrobiť tlaku alebo indukovanej transformácii martenzitu vedúcej k TRansformation Induced Plasticity (TRIP)(transformácii indukovanej plasticite). TRIP môže viesť ku značnej absorpcii energie a nižšej intenzite pnutí v špičke praskliny. Konečne, ihlicovitý martenzit, ktorý sa tvorí TRIP procesmi, bude mať inú orientáciu štiepnej a klznej roviny, než tú, ktorú majú najprv existujúce zložky bainitu a ihlicovitého martenzitu, ktoré robia dráhu praskliny viac krivolakú. Ako je znázornené na obr. 2B, čistý následok je, že rezistencia proti šíreniu praskliny je značne zvýšená v mikrolaminátovej mikroŠtruktúre.

Rozhrania medzi bainitom a austenitom alebo medzi martenzitom a austenitom ocelí podľa tohto vynálezu majú vynikajúce pevnosti väzby a tie vynucujú skôr odchýlku smeru praskliny než interfaciálne oddelenie. Jemnozrnný ihlicovitý martenzit a jemnozrnný nižší bainit sa objavujú ako balíčky s rozhraním pod veľkými uhlami medzi balíčkami. Niekoľko balíčkov sa tvorí vnútri lievanca. To zaisťuje ďalší stupeň zjemnenia štruktúry vedúci ku zvýšeniu krivoľakosti šírenia praskliny týmito balíčkami vnútri lievanca. To vedie k podstatnému zvýšeniu Sv a v dôsledku toho ku zníženiu DBTT.

Aj keď sú hore opísané mikroštruktúrálne prístupy užitočné na zníženie

DBTT v základnej oceľovej doske, nie sú plne účinné na udržovanie dostatočne nízkej DBTT v hrubozrnných oblastiach zváranej HAZ pri využití intrinzických javov legujúcich prvkov, ako je ďalej opísané.

Základné feritické ocele pri kryogénnej teplote sú všeobecne založené na priestorovo centrovanej kubickej (BCC) kryštalickej mriežke. Zatiaľ čo táto kryštalická sústava ponúka možnosť zaistenia vysokých pevností pri nízkych nákladoch, je v nevýhode kvôli správaniu pri hlbokom presune z kujného ku krehkému lomu, ktorý nastáva znižovaním teploty. To sa môže v základe prisúdiť silnej citlivosti na kritický pokles napätia v šmyku (CRSS) (definované v tomto dokumente) až na teplotu v BBC systémoch, pričom CRSS vzrastá prudko s klesajúcou teplotou, čím činí omnoho ťažšími šmykové procesy a v dôsledku toho i kujný lom. Na druhej strane kritické napätie pri procesoch krehkého lomu, ako je štepenie, je menej citlivé na teplotu. Preto, ako sa znižuje teplota, dostáva štiepenie ráz vedúci k nábehu na nízko-energetický krehký lom. CRSS je intrinzická vlastnosť ocele a je citlivá na ľahkosť, s ktorou môžu dislokácie priečne uniknúť deformácii; t. j. oceľ, v ktorej je priečny únik ľahší, bude tiež mať nízku CRSS a preto nízku DBTT. Niektoré plošne centrované kubické stabilizátory (FCC), ako Ni, sú známe tým, že podporujú priečny únik, na rozdiel od stabilizačných legujúcich prvkov (BCC), ako Si, Al, Mo, Nb a V, ktoré sú priečnemu úniku na prekážku. V tomto vynáleze obsah FCC stabilizujúcich legujúcich prvkov, ako Ni a Cu je pri uvážení nákladov a prospešného efektu zníženia DBTT výhodne optimalizovaný s legovaním Ni, výhodne aspoň asi 1 % hmotn. a výhodnejšie aspoň asi 1,5 % hmotn. a podstatne minimalizovaným obsahom stabilizujúcich legujúcich prvkov BCC v oceli.

Ako následok intrinzického a mikroštrukturálneho zvýšenia odolnosti, ktoré vyplýva z unikátneho spojenia chemického zloženia a výrobného postupu ocelí podľa tohto vynálezu, majú ocele vynikajúcu odolnosť voči kryogénnej teplote ako v základnej oceli dosky, tak aj v HAZ po zvarení. DBTT je v týchto oceliach ako v základnej doske, tak aj v HAZ po zvarení nižšia než asi -73 °C (-100 °F) a môže byť nižšia než asi -107 °C (-160 °F).

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

Pevnosť mikrolaminátovej štruktúry je primárne určená obsahom uhlíka v ihlicovitom martenzite a nižšom bainite. V nízko legovaných oceliach podľa tohto vynálezu, je vystarávanie uskutočňované na dosiahnutie obsahu austenitu v oceľovej doske výhodne od asi 2 % objemových do asi 10 % objemových, výhodnejšie aspoň asi 5 % objemových. Prídavky Ni a Mn od asi 1,0 % hmotn. do asi 3 % hmotn. a od asi 0,5 % hmotn. do asi 2,5 % hmotn. v uvedenom poradí sú obzvlášť výhodné na zaistenie žiadanej objemovej frakcie austenitu a zdržanie v bainite štartuje vystarávanie. Prídavky medi od výhodne asi 0,1 % hmotn. do asi 1,0 % hmotn. tiež prispievajú počas vystarávania ku stabilizácii austenitu.

V tomto vynáleze sa získa potrebná pevnosť pri pomerne nízkom obsahu uhlíka so sprievodnými výhodami, pokiaľ ide o zvárateľnosť a vynikajúcu odolnosť ako v základnej oceli, tak aj v HAZ. Na dosiahnutie pevnosti v ťahu väčšej než 830 MPa (120 ksi) je výhodné, v súhrne legujúcich prísad, minimum asi 0,04 % hmotn. C.

Zatiaľ čo legujúce prvky, iné než C, v oceliach podľa tohto vynálezu sú v podstate nedôležité z pohľadu maximálne dosiahnuteľnej pevnosti v oceli, sú tieto prvky žiaduce na zaistenie rovnomernosti mikroštruktúry v smere cez hrúbku pre hrúbku väčšiu než asi 2,5 cm (1 palec) a pre rozsah rýchlosti chladenia, potrebnej na flexibilitu výrobného postupu. To je dôležité, keď aktuálna rýchlosť chladenia prostrednej sekcie hrúbky dosky je nižšia než pri povrchu. Mikroštruktúra povrchu a stredu môže teda byť úplne rozdielna s výnimkou, že oceľ je navrhnutá na eliminovanie jej citlivosti na rozdiel rýchlosti chladenia medzi povrchom a stredom dosky. V tomto pohľade legujúce prísady Mn a Mo a najmä kombinované prísady Mo a B sú obzvlášť účinné V tomto vynáleze sú tieto prísady optimalizované pre vytvrditeľnosť, zvárateľnosť, nízku DBTT a úvahy o nákladoch. Ako bolo predtým v tomto opise tvrdené, z hľadiska znižovania DBTT, je podstatné, že totálne legujúce prísady BCC sú držané na minime. Na splnenie týchto a ďalších požiadaviek tohto vynálezu sú kladené výhodné ciele a rozsahy chemického zloženia.

(3) Lepšia zvárateľnosť na zváranie s nízkym príkonom tepla

Ocele podľa tohto vynálezu sú navrhnuté pre lepšiu zvárateľnosť. Najdôležitejšia záležitosť, najmä pri zváraní s nízkym príkonom tepla, je studené praskanie alebo vodíkové praskanie v hrubozrnnej HAZ. Bolo zistené, že pre ocele podľa tohto vynálezu je náchylnosť kriticky spôsobovaná obsahom uhlíka a typom mikroštruktúry HAZ, a nie tvrdosťou a ekvivalentom uhlíka, ktoré boli v doterajšom stave techniky uvažované ako kritické parametre. S cieľom vyhnúť sa studenému praskaniu, keď sa má oceľ zvárať za podmienok zvárania bez predhriatia alebo s nízkym predhriatím (nižším než asi 100 °C (212 °F)), výhodná horná hranica pre prídavok uhlíka je okolo 0,1 % hmotn. Ako je používané v tomto dokumente, bez toho aby sa tým tento vynález obmedzil v akomkoľvek aspekte, zváraním s nízkym príkonom tepla je myslené zváranie energiami oblúka do asi 2,5 kilojoulov na milimeter (kJ/mm) (7,6 kJ/palec).

Mikroštruktúry nižšieho bainitu alebo samovoľne temperovaného ihlicovitého martenzitu poskytujú lepšiu rezistenciu proti studenému praskaniu. Ostatné legujúce prvky v oceliach podľa tohto vynálezu sú starostlivo vyvážené v súlade s požiadavkami na vytvrditeľnosť a pevnosť, na zaistenie tvorby týchto žiaducich mikroštruktúr v hrubozrnnej HAZ.

Funkcia legujúcich prvkov v oceľovom pláte

Funkcie rôznych legujúcich prvkov a výhodné limity ich koncentrácií pre tento vynález sú dané nižšie.

Uhlík (C) ie jeden z najúčinnejších prvkov zvyšujúcich pevnosť ocele. Tiež spojuje silné karbidové skelety v oceli, ako Ti, Nb a V na zaistenie inhibície rastu zrna a precipitačného spevňovania. Uhlík tiež zvyšuje vytvrditeľnosť, t.j. spôsobilosť tvoriť počas chladenia tvrdšie a pevnejšie mikroštruktúry v oceli. Pokiaľ je obsah uhlíka menší než asi 0,04 % hmotn., je všeobecne nedostačujúci indukovať v oceli potrebné spevnenie, totiž na pevnosť v ťahu väčšiu než 830 MPa (120 ksi). Pokiaľ je obsah uhlíka väčší než asi 0,12 % hmotn., stáva sa oceľ náchylná ku studenému praskaniu počas zvárania a odolnosť je znížená v oceľovej doske a jej zváranej HAZ. Obsah uhlíka v rozsahu od asi 0,04 % hmotn. do asi 0,12 % hmotn. je výhodný na vytváranie žiaducich mikroštruktúr HAZ, totiž samovoľne temperovaného ihlicovitého martenzitu a nižšieho bainitu. Ešte výhodnejšia je horná hranica obsahu uhlíka okolo 0,07% hmotn.

Mangán (Mn) je základný prvok na zvyšovanie pevnosti ocelí a tiež silne prispieva k vytvrditeľnosti. Prídavok Mn je užitočný na získanie žiadanej transformácie bainitu v časovom oneskorení potrebnom na vystarnutie. Minimálne množstvo 0,5 % hmotn. Mn je výhodné na dosiahnutie potrebnej vysokej pevnosti v hrúbke doske presahujúcej asi 2,5 cm (1 palec), a minimum aspoň 1,0 % hmotn. Mn je ešte výhodnejší. Avšak príliš mnoho Mn môže byť škodlivé pre odolnosť, takže v tomto vynáleze je výhodná horná hranica okolo 2,5 % hmotn. Mn. Táto horná hranica je tiež výhodná pre podstatnú minimalizáciu strednej línie segregácie, ktorá má sklon sa objaviť pri vysokom Mn a v kontinuálne liatych oceliach je prevádzaná nesúrodosťou mikroštruktúry a vlastnosťou cez hrúbku. Výhodnejšie je horná hranica pre obsah Mn okolo 1,8 % hmotn. Pokiaľ sa obsah niklu zvýši nad asi 3 % hmotn., môže sa potrebná vysoká pevnosť dosiahnuť bez prídavku mangánu. Preto je v širšom zmysle výhodný obsah do asi 2,5 % hmotn. Mn.

Kremík (Si) sa pridáva do ocele na účely dezoxidácie a na tieto účely je výhodné minimum asi od 0,01 % hmotn. Avšak Si je silný BCC stabilizátor a teda zvyšuje DBTT a má tiež nepriaznivý vplyv na odolnosť. Z týchto dôvodov, keď sa Si pridáva, je výhodná horná hranica okolo 0,5 % hmotn. Si. Výhodnejšie je horná hranica obsahu Si okolo 0,1 % hmotn. Kremík nie je vždy na dezoxidáciu potrebný, pretože hliník alebo titán môže zastať tú istú funkciu

Niób (Nb) sa pridáva na vyvolanie zjemnenia zrna valcovanej mikroštruktúry ocele, ktoré zlepšuje ako pevnosť, tak aj odolnosť. Precipitácia karbidu nióbu počas valcovania za tepla napomáha oneskoreniu rekryštalizácie a inhibície rastu zrna, čím poskytuje prostriedok na zjemnenie zŕn austenitu. Z týchto dôvodov je výhodné aspoň asi 0,02 % hmotn. Nb. Avšak Nb je silným stabilizátorom a teda zvyšuje DBTT. Príliš mnoho Nb môže byť škodlivé zvárateľnosti a odolnosti HAZ, takže je výhodné maximum asi 0,1 % hmotn. Výhodnejšia je horná hranica pre obsah Nb okolo 0,05 % hmotn.

Titán (Ti), keď sa pridáva v malých množstvách, je účinný vo vytváraní jemných častíc nitridu titánu (TiN), ktoré zjemňujú veľkosť zrna ako vo valcovanej štruktúre, tak aj v HAZ oceli. Teda odolnosť ocele sa zlepšuje. Titán sa pridáva v takom množstve, že hmotnostný pomer Ti : N je výhodne asi 3,4. Ti je silný BCC stabilizátor a teda zvyšuje DBTT. Prebytok Ti má sklon zhoršovať odolnosť ocele vytváraním hrubších častíc TiN alebo karbidu titánu (TiC). Obsah Ti pod asi 0,008 % hmotn. nemôže obvykle zaistiť 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 v než asi 0,02 % hmotn. Ti

Hliník (Al) sa pridáva do ocele podľa tohto vynálezu za účelom dezoxidácie. Na tento účel je výhodné aspoň 0,001 % hmotn. Al, a ešte výhodnejšie je aspoň 0,005 % hmotn. Al. Al blokuje dusík, rozpustený v HAZ. Al je však silný BCC stabilizátor a zvyšuje teda DBTT. Ak je obsah Al príliš vysoký, t.j. nad asi 0,05 % hmotn. dochádza k tendencii vytvárať určitý druh prímesí oxidu hlinitého (AI2O3), ktoré javia sklon zhoršovať odolnosť ocele a jej HAZ. Ešte výhodnejšia je horná hranica obsahu Al okolo 0,03% hmotn.

Molybdén (Mo) zvyšuje vytvrditeľnosť ocele priamym kalením, najmä v spojení s borom a nióbom. Mo je tiež žiaduci ma vyvolanie starnutia. Z týchto dôvodov je výhodný obsah aspoň 0,1 % hmotn. Mo a ešte výhodnejší je obsah aspoň 0,2 % hmotn. Mo je však silný BCC stabilizátor a zvyšuje teda DBTT. Prebytok Mo napomáha spôsobovať studené praskanie pri zváraní a tiež má tendenciu zhoršovať odolnosť ocele a HAZ, takže je výhodné maximum okolo 0,8 % hmotn. Mo a ešte výhodnejšie je maximum okolo 0,4 % hmotn. Mo

Chróm (Cr) má sklon zvyšovať vytvrditeľnosť ocele priamym kalením. V malých prídavkoch vedie Cr ku stabilizácii austenitu. Cr tiež zlepšuje rezistenciu proti korózii a rezistenciu proti vodíkom indukovanému praskaniu (HIC). Podobne ako Mo má prebytok Cr tendenciu pôsobiť studené praskanie vo zva22 roch a má sklon ku zhoršovaniu odolnosti ocele a jej HAZ, takže je výhodné, keď sa pridá maximálne okolo 1,0 % hmotn. chrómu. Výhodnejšie je, keď je obsah pridaného chrómu od asi 0,2 % hmotn do asi 0,6 % hmotn.

Nikel (Ni) ie dôležitou legujúcou prísadou do ocelí podľa tohto vynálezu na získanie požadovanej DBTT, najmä v HAZ. Je jedným z najsilnejších stabilizátorov FCC v oceli. Prídavok niklu do ocele zvyšuje priečny sklz, čím znižuje DBTT. Prídavok niklu do ocele tiež vyvoláva vytvrditeľnosť, a preto rovnomernosť mikroštruktúry a vlastností cez hrúbku, ako i pevnosť a odolnosť v rezoch hrúbkou, i keď nie v rovnakom stupni ako prídavky Mn a Mo. Prídavok niklu je tiež užitočný na získanie potrebného oneskorenia času transformácie bainitu, potrebného na starnutie. Na získanie potrebného DBTT vo zváranej HAZ, je výhodné minimum okolo 1,0 % hmotn., výhodnejšie okolo 1,5 % hmotn. Pretože Ni je nákladný legujúci prvok, je obsah Ni v oceli výhodne nižší než asi 3 % hmotn., výhodnejšie menší než asi 2,5 % hmotn., výhodnejšie menší než asi 2,0 % hmotn. a ešte výhodnejšie nižší než asi 1,8 % hmotn. na podstatnú minimalizáciu nákladov na oceľ.

Meď (Cu) je legujúci prídavok, potrebný na stabilizáciu austenitu na vytvorenie mikrolaminátovej mikroštruktúry. Za týmto účelom je výhodný prídavok aspoň 0,1 % hmotn., výhodnejšie aspoň 0,2 % hmotn. Cu je tiež stabilizátor FCC v oceli a môže prispievať ku zníženiu DBTT v malých množstvách. Cu je tiež užitočná na rezistenciu proti korózii a HIC. Vo väčších množstvách vyvoláva Cu nadmerné precipitačné vytvrdzovanie via precipitáty ε-medi. Táto precipitácia, ak nie je správne riadená, môže znížiť odolnosť a zvýšiť DBTT ako v základnej doske, tak aj v HAZ Väčšie množstvo Cu môže tiež spôsobiť skrehnutie počas liatia plátu a jeho valcovania za tepla, vyžadujúceho súčasný prídavok Ni na zmiernení. Z hore uvedených dôvodov je výhodná horná hranica je horná hranica okolo 1,0 % hmotn. a ešte výhodnejšia je horná hranica okolo 0,5 % hmotn.

Bór (B) môže v malých množstvách veľmi zvýšiť vytvrditeľnosť ocele a vyvolať vytváranie mikroštruktúr ocele ihlicovitého martenzitu, nižšieho bainitu a feritu pri potlačení tvorenia vyššieho bainitu ako v základnej doske tak aj v hrubozrnnej HAZ. Na tento účel je všeobecne potrebných aspoň asi 0,0004 % hmotn. B. Keď sa podľa tohto vynálezu pridáva do ocele bór je to výhodné od asi 0,0006 % hmotn. do asi 0,0020 % hmotn. a horná hranica asi 0,0010 % hmotn. je ešte výhodnejšia. Avšak bór nie je príliš potrebným prídavkom, pokiaľ iné legujúce prísady do oceli zaisťujú primeranú vytvrditeľnosť a potrebnú mikroštruktúru.

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

PWHT sa normálne uskutočňuje pri vysokých teplotách, napr. vyšších než asi 540 °C (1 000 °F). Termálna expozícia z PWHT môže viest ku strate pevnosti ako v základnej doske, tak aj v HAZ vplyvom zmäkčenia mikroštruktúry, spojeného s obnovením subštruktúry (t.j. straty úžitku z procesu) a zhrubnutím častíc cementitu. Na prekonanie toho je chemické zloženie základnej ocele, ako je hore opísané, výhodne modifikované prídavkom malého množstva vanádu. Vanád sa pridáva na precipitačné spevnenie tvorením jemných častíc karbidu vanádu (VC) v základnej oceli a v HAZ vplyvom PWHT. Toto spevnenie je navrhované na podstatné anulovanie straty pevnosti vplyvom PWHT. Avšak prebytočnému VC spevneniu je nutné sa vyhnúť, pretože toto spevnenie môže degradovať odolnosť a zvýšiť DBTT ako v základnej doske tak aj v HAZ. V tomto vynáleze sa je z týchto dôvodov horná hranica výhodne asi 0,1 % hmotn. V. Spodná hranica je výhodne asi 0,02 % hmotn. Výhodnejšie sa do ocele pridáva od asi 0,03 % hmotn. do asi 0,05% hmotn. V

Toto uvážené spojenie vlastností v oceliach podľa tohto vynálezu zaisťuje umožnenie technológie s nízkymi nákladmi pre určité operácie pri kryogénnej teplote, napríklad skladovanie a transport zemného plynu pri nízkych teplotách. Tieto nové ocele môžu poskytnúť významné úspory na materiáli pre aplikácie pri kryogénnej teplote oproti komerčným bežne dostupným oceliam, ktoré vyžadujú vyšší obsah niklu (do asi 9 % hmotn.) a majú omnoho nižšie pevnosti (nižšie než asi 830 MPa (1320 ksi)). Používa sa v nich chemické zloženie a druh mikroštruktúry zaisťujúci nižšiu DBTT a rovnomerné mechanické vlastnosti v reze cez hrúbku presahujúcu asi 2,5 cm (1 palec). Tieto nové ocele majú výhodne obsah niklu nižší než asi 3 % hmotn., pevnosť v ťahu vyššiu než 830 MPa (120 ksi), výhodne vyššiu než asi 860 MPa (125 ksi) a výhodnejšie vyššiu než asi 900 MPa (130 ksi), teploty presunu od kujného ku krehkému lomu (DBTT) pod asi -73 °C (-100 °F) a poskytujú vynikajúcu odolnosť pri DBTT. Tieto nové ocele môžu mať pevnosť v ťahu vyššiu než asi 930 MPa (135 ksi), alebo vyššiu než asi 965 MPa (140 ksi), alebo vyššiu než asi 1 000 MPa (145 ksi). Obsah niklu v týchto oceliach sa môže zvýšiť nad asi 3 % hmotn., pokiaľ je to treba na zvýšenie výkonu zvárania. Od každého 1 % hmotn. prídavku niklu je očakávané zníženie DBTT o asi 10 °C (18 °F). Obsah niklu je výhodne nižší než 9 % hmotn., výhodnejšie nižší než asi 6 % hmotn. Obsah niklu sa výhodne minimalizuje, aby sa minimalizoval náklad na oceľ.

Zatiaľ čo vpredu opísaný vynález bol opísaný v podobe jedného alebo viacerých výhodných uskutočnení, má sa tomu rozumieť tak, že môžu byť vytvorené iné modifikácie bez opustenia povahy a predmetu ochrany vynálezu, čo je definované v pripojených nárokoch.

Slovník termínov

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

Ac₃ transformačná teplota: teplota, pri ktorej je dokončená počas zahrievania transformácia feritu na austenit,

AI2O3 : oxid hlinitý,

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

BCC (body-centered cubic). priestorovo centrovaná, kubická;

CRSS (critical resolved shear stress): intrinzická vlastnosť ocele, citlivá na ľahkosť, s ktorou môžu dislokácie pri deformácii priečne sklznuť, t.j. oceľ v ktoré je priečny sklz ľahší, bude mať tiež nízke CRSS a teda nízku DBTT,

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

FCC. (face centered cubic): plošne centrovaná, kubická;

HAZ teplom ovplyvnená zóna;

HIC: vodíkom indukované krakovanie;

HSLA nízko legovaná vysoko pevná, interkritické znovu ohriatie: ohriatie (alebo znovu ohriatie) od približnej transformačnej teploty Aci do približnej transformačnej teploty Ac₃;

kalenie

urýchlené ochladzovanie niektorým prostriedkom, pričom sa používa tekutina, vybraná pre jej spôsobilosť zvyšovať rýchlosť ochladzovania ocele ako protiklad chladenia vzduchom;

kaliaca stop teplota(QST-Quench Stop Temperature): najvyššia alebo v podstate najvyššia teplota, dosiahnutá na povrchu dosky po zastavení kalenia kvôli teplu prenášanému zo stredu hrúbky dosky;

kryogénna teplota:

teplota nižšia než asi -40 °C (-40 °F)

MA:

martenzit - austenit;

Ms transformačná teplota:	teplota, pri ktorej počas chladenia štartuje transformácia austenitu na martenzit,
nízko legovaná oceľ:	oceľ, obsahujúca železo a menej než 10 % hmotn. všetkých legujúcich aditív;
pevnosť v ťahu.	pri testovaní ťahom, pomer maximálneho zaťaženia k pôvodnej ploche priečneho rezu;
plát.	kus ocele, majúci nejaké rozmery;
prevažne:	ako je používané v opise tohto vynálezu, sa myslí aspoň okolo 50 percent objemových;

prvotná veľkosť austenitového zrna: priemerná veľkosť austenitového zrna v oceľovej doske valcovanej za tepla v teplotnom rozsahu, v ktorom nemôže austenit rekryštalizovať;

rozhranie zŕn: úzka zóna v kove, zodpovedajúca presunu z jednej kryštalografickej orientácie na inú, teda oddelenie jedného zrna od druhého;

rozhranie zŕn pod malými uhlami: rozhraní zŕn, ktoré oddeľuje dve susedné zrna, ktorých kryštalografická orientácia sa líši menej v · _o 0 nez asi 8 , rozhranie pod veľkými uhlami: rozhranie, ktoré sa efektívne správa ako rozhranie zŕn pod veľkými uhlami, t.j. má sklon odchyľovať šíriacu sa prasklinu alebo lom a teda indukuje krivoľakosť v dráhe lomu;

rozhranie zrna pod veľkými uhlami rozhranie zŕn, ktoré oddeľuje dve susediace zrná, ktorých kryštalografické orientácie sa líšia viac než o asi 8 °;

rýchlosť chladenia: rýchlosť chladenia v strede alebo v podstate v strede hrúbky dosky;

Sv . celková interfaciálna plocha (všetkých) rozhraní pod veľkými uhlami v jednotke objemu v oceľovej doske;

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

	kJ/mm (7,6 kJ/palec);
TiC:	karbid titánu;
TiN.	nitrid titánu;
TMCP:	termomechanicky riadený proces valcovania;
Tnr teplota.	teplota, pod ktorou nemôže austenit rekryštalizovať;

zrno: individuálny kryštál v polykryštalickom materiáli.

Claims (22)

1. PATENTOVÉ NÁROKY

   1. Spôsob prípravy oceľovej dosky majúcej mikrolaminátovú mikroštruktúru obsahujúcu od asi 2 % objem, do asi 10 % objem, tenkých austenitových vrstiev a asi 90 % objem, až 98 % objem, ihlíc prevažne jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu, vyznačujúci sa tým, že zahrnuje kroky.

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

   (b) stenčenie tohto oceľového plátu jedným alebo viacerým valcovaním za tepla v prvom teplotnom intervale, v ktorom rekryštalizuje austenit;

   (c) ďalšie stenčenie uvedenej oceľovej dosky jedným alebo viacerým valcovaním za tepla v druhom teplotnom intervale pod približnou teplotou T_nr a nad približnou transformačnou teplotou Ar₃;

   (d) kalenie uvedenej oceľovej dosky pri rýchlosti chladenia od asi 10 °C za sekundu do asi 40 °C za sekundu (18 °F/sec až 72 °F/sec) na kaliacu stop teplotu pod približnou transformačnou teplotou M, plus 100 °C (180 °F) a nad približnou transformačnou teplotou M_s a (e) zastavenie tohto kalenia na uľahčenie transformácie uvedenej oceľovej dosky na mikrolaminátovú mikroštruktúru od asi 2 % objem do asi 10 % objem, austenitových tenkých vrstiev a od asi 90 % objem. do asi 98 % objem, ihlíc prevažne jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu.
2. 2. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že uvedená teplota znovu ohrevu z kroku (a) je medzi asi 955 °C a asi 1 065 °C (1 750 °F až 1 950 °F)
3. 3. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že jemné počiatočné austenitové zrná z kroku (a) majú veľkosť zrna menšiu než asi 120 mikrónov.
4. 4. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že redukcia hrúbky uvedeného oceľového plátu v kroku (b) činí od asi 30 % objem, do asi 70 % objem.
5. 5. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že redukcia hrúbky uvedenej oceľovej dosky v kroku (c) činí od asi 40 % objem, do asi 80 % objem.
6. 6 . Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že zahrnuje krok ponechania uvedenej oceľovej dosky chladeniu vzduchom z uvedenej kaliacej stop teploty na teplotu okolia.
7. 7 . Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že ďalej zahrnuje krok udr- žovania uvedenej oceľovej dosky v podstate izotermicky na uvedenej kaliacej stop teplote po dobu do asi 5 minút
8. 8. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že ďalej zahrnuje krok pomalého chladenia uvedenej oceľovej dosky z kaliacej stop teploty rýchlosťou nižšou než asi 1,0 °C za sekundu (1,8 °F/sec) po dobu do asi 5 minút.
9. 9. Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci satým, že uvedený oceľový plát z kroku (a) obsahuje železo a ďalej uvedené legujúce prvky, uvedené v hmotnostných percentách:

   asi 0,04 % až asi 0,12 % C, aspoň asi 1 % Ni, asi 0,1 % až asi 1,0 % 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.
10. 10 . Spôsob podľa nároku 9, vyznačujúci sa tým, že uvedený oceľový plát obsahuje menej než asi 6 % hmotn Ni.
11. 11. Spôsob podľa nároku 9, vyznačujúci sa tým, že uvedený oceľový plát obsahuje menej než asi 3 % hmotn. Ni a okrem toho obsahuje od asi 0,5 % hmotn. do asi 2,5 % hmotn. Mn.
12. 12. Spôsob podľa nároku 9, vyznačujúci satým, že uvedený 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), asi 0,02 % hmotn. až asi 0,10 % hmotn. V a (iv) do asi 2,5 % hmotn.Mn.
13. 13. Spôsob podľa nároku 9, vyznačujúci satým, že uvedený oceľový plát ďalej obsahuje asi 0,0004 % hmotn. až asi 0,0020 % hmotn B.
14. 14 . Spôsob podľa nároku 1, vyznačujúci sa tým, že po kroku (e) má oceľový plát DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F) ako v základnej doske, tak aj v jej HAZ a má pevnosť v ťahu vyššiu než asi 830 MPa (120 ksi).
15. 15. Oceľová doska, vyznačujúca sa tým, že má mikrolaminátovú štruktúru, obsahujúcu asi 2 % objem, až asi 10 % objem, austenitových tenkých vrstiev a asi 90 % objem až asi 98 % objem, ihlíc jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu, má pevnosť v ťahu vyššiu než asi 830 MPa (120 ksi) a má DBTT nižšiu než asi -73 °C (-100 °F) ako v uvedenej oceľovej doske, tak aj v jej HAZ, a pričom je oceľová doska vytvorená zo znovu zahriateho oceľového plátu obsahujúceho železo a ďalej uvedené legujúce prvky, uvedené v hmotnostných percentách:

    asi 0,04 % až asi 0,12 % C, aspoň asi 1 % Ni, asi 0,1 % až asi 1,0 % 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.
16. 16. Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že uvedený oceľový plát obsahuje menej než asi 6 % hmotn. Ni.
17. 17 . Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že uvedený oceľový plát obsahuje menej než asi 3 % hmotn. Ni a okrem toho obsahuje asi 0,5 % hmotn. až asi 2,5 % hmotn. Mn
18. 18 . Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že ďalej obsahuje aspoň jednu prísadu, vybranú zo skupiny pozostávajúcej z (i) do asi 1,0 % hmotn. Cr, (ii) do asi 0,5 % hmotn. Si, (iii), asi 0,02 % hmotn. až asi 0,10 % hmotn. V a (iv) do asi 2,5 % hmotn. Mn.
19. 19. Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že ďalej obsahuje asi 0,0004 % hmotn. až asi 0,0020 % hmotn. B.
20. 20. Oceľová doska podľa nároku 15, vyznačujúca sa tým, že uvedená mikrolaminátová mikroštruktúra je optimalizovaná v podstate na maximalizovanie krivoľakosti dráhy praskliny termomechanicky riadeným procesom valcovania, ktorý zaisťuje množstvo rozhraní pod veľkými uhlami medzi uvedenými ihlicami jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu a uvedenými tenkými vrstvami austenitu.
21. 21. Spôsob zvýšenia rezistencie proti šíreniu praskliny oceľovej dosky, vyznačujúci sa tým, že spôsob zahrnuje postup výroby oceľovej dosky, na vytvorenie mikrolaminátovej mikroštruktúry obsahujúcej asi 2 % objem, až asi 10 % objem, tenkých austenitových vrstiev, a asi 90 % objem, až asi 98 % objem, ihlíc, prevažne jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu, pričom uvedená mikrolaminátová mikroštruktúra je optimalizovaná v podstate na maximalizovanie krivoľakosti dráhy praskliny termomechanicky riadeným postupom valcovania, ktorý zaisťuje množstvo rozhraní pod veľkými uhlami medzi uvedenými ihlicami jemnozrnitého martenzitu a jemnozrnitého nižšieho bainitu a uvedenými tenkými austenitovými vrstvami.
22. 22. Spôsob podľa nároku 21, vyznačujúci sa tým, že rezistencia proti šíreniu praskliny oceľovej dosky je ďalej zvýšená a rezistencia HAZ proti šíreniu praskliny oceľovej dosky, keď sa zvára, je zvýšená pridaním aspoň asi 1,0 % hmotn. Ni a aspoň asi 0,1 % hmotn. Cu a podstatnou minimalizáciou prídavku stabilizujúcich prvkov BCC.