IT8149774A1

IT8149774A1 - METHOD FOR PRODUCING HIGH-TENACITY ROLLED STEEL

Info

Publication number: IT8149774A1
Application number: ITRM1981A049774A
Authority: IT
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1980-11-27
Filing date: 1981-11-26
Publication date: 1983-05-26
Also published as: DE3146950C2; JPS613370B2; IT8149774A0; DE3146950A1; IT1172106B; CA1190835A; JPS5792129A

Description

"METODO PER PRODURRE ACCIAIO LAMINATO DI ELEVATA TENACIT?? "METHOD FOR PRODUCING HIGH-TENACITY ROLLED STEEL?

RIASSUNTO SUMMARY

?' stato sviluppato un metodo per fabbricare accia io di elevata robustezza ed elevata tenacit? avente robustezza superiore anche in corrispondenza di zone soggette a calore a causa di saldatura. A method has been developed to manufacture high-strength, high-toughness steel that has superior strength even in areas subjected to heat from welding.

Il metodo consiste nel preparare un acciaio cola to di composizione chimica esattamente regolata, per mezzo di un convertitore ad ossigeno, poi colare in modo continuo, riscaldare l'acciaio ad una temperatu ra notevolmente inferiore di 950~1050?C, e sottoporre l?acciaio riscaldato a laminazione regolata cos? che l?acciaio possa venire laminato ad una temperatura entro una regione a fase singola austenitica. The method consists of preparing a cast steel of precisely controlled chemical composition by means of an oxygen converter, then casting continuously, heating the steel to a considerably lower temperature of 950~1050?C, and subjecting the heated steel to controlled rolling so that the steel can be rolled at a temperature within a single-phase austenitic region.

La composizione chimica regolata dell?acciaio viene mantenuta in modo da presentare 0,01-0,15% di C, non pi? di 0,6% di Si, 0,8-2,0% di Mn, 0,01-0,03% do Al, non pi? di 0,008# di S, 0,008-0,025% di Ti, 0,001-0,00?% di N, il tutto essendo in peso, per il rimanente Pe ed impurezze accidentali. The regulated chemical composition of the steel is maintained so as to present 0.01-0.15% C, not more than 0.6% Si, 0.8-2.0% Mn, 0.01-0.03% Al, not more than 0.008% S, 0.008-0.025% Ti, 0.001-0.00% N, the whole being by weight, with the remainder being Pe and accidental impurities.

In virt? del contenuto abbassato di S e del pie colo contenuto di Ti e N aggiunti, in combinazione con un rapido regime di raffreddamento ottenuto tra mite il metodo di colata continua e tramite la lamjL nazione regolata, la lamiera di acciaio laminata ha una microstruttura a grana molto fine insieme con ima minima anisotropia nelle propriet? meccaniche, anche nella direzione dello spessore della lamiera. By virtue of the lowered S content and the small added Ti and N content, in combination with a rapid cooling rate achieved by the continuous casting method and by controlled rolling, the rolled steel sheet has a very fine-grained microstructure together with minimal anisotropy in the mechanical properties, even in the direction of the sheet thickness.

In ragione di questi aspetti, 1*acciaio ottenuto mediante il presente metodo ? particolarmente adatto per organi a struttura saldata impiegati a bassa temperatura, come tubi per condotte, costruzione di navi ecc. For these reasons, the steel obtained by this method is particularly suitable for welded structures used at low temperatures, such as pipes for pipelines, shipbuilding, etc.

L'acciaio pu? inoltre contenere uno o pi? di ai tri elementi di lega, come lib,,V, Hi, Cu, Cr ed Mo. Steel may also contain one or more of three alloying elements, such as lib,,V, Hi, Cu, Cr and Mo.

DESCRIZIONE DESCRIPTION

La presente invenzione si riferisce ad un metodo per produrre acciaio non trattato a caldo, di elevata tenacit? come laminato, avente una tenacit? elevata in corrispondenza del metallo di base e della zona di saldatura. The present invention relates to a method of producing unheat-treated, high-toughness, rolled steel having high toughness in the base metal and the weld zone.

Un processo di laminazione regolata ? stato ampiamente in uso c?me metodo per produrre materiale di tubi per condotte usato a bassa temperatura o a temperatura estremamente bassa. Tuttavia, nuovi metodi d? laminazione regolata sono stati sviluppati in anni recenti ed hanno attirato l?attenzione. Essi includono , in"pombinazione con la convenzionale lami nazione regolaia, un riscaldamento della bramala a temperatura inferiore ed un processo di laminazione regolata in cui la temperatura di riscaldamento vi? ne abbassata ad un livello immediatamente al di sopra del punto Ar^, ed un processo di laminazione il quale viene chiamato generalmente laminazione nella regione a due fasi (^r?oC) fra i punti Ar^ ed Ar^. ?ue_ sti nuovi processi offrono i vantaggi che essi provocano una afbinazione notevole di grana (inclusi sotto-granuli) ed un aumento nella densit? di separazione, con il risultato che la temperatura di tran sizione da rottura fragile a duttile nel saggio ad urto di Charpy/nel saggio di lacerazione per peso in basso (DWTT), che sei*ve come indice per l'arresto di rottura fragile, viene notevolmente aumentata ed ? possibile mantenere un equilibrio fra robustezza e duttilit? (temperatura di transizione a rottura), quando per aumentare la robustezza viene effettuata la laminazione nella regione di due fasi. Acciaio come laminato, prodotto mediante questi processi, ha le possibilit? di venire usato per produrre re~ cipienti a pressione e simili, oltre a venire usato come materiale per tubi per condotte? A controlled rolling process has been widely used as a method for producing low-temperature or ultra-low-temperature pipe material. However, new controlled rolling methods have been developed in recent years and have attracted attention. These include, in combination with conventional steady rolling, a heating of the bar to a lower temperature and a steady rolling process in which the heating temperature is lowered to a level immediately above the Ar^ point, and a rolling process which is generally called rolling in the two-phase region (^r?oC) between the Ar^ and Ar^ points. These new processes offer the advantages that they cause a significant grain combination (including sub-grains) and an increase in the separation density, with the result that the brittle-to-ductile fracture transition temperature in the Charpy impact test/down-weight tear test (DWTT), which serves as an index for brittle fracture arrest, is significantly increased and it is possible to maintain a balance between strength and ductility (fracture transition temperature) when rolling in the two-phase region is carried out to increase strength. As-rolled steel produced by these processes Does it have the potential to be used to produce pressure vessels and the like, as well as being used as a pipe material for pipelines?

Il brevetto U.S.A. 3-673*007 illustra un metodo per fabbricare un acciaio di elevata tenacit? del ti po non trattato a caldo, partendo da una fabbricazione di lingotto seguita da una laminazione o forgiatura a caldo? tuttavia esso non illustra proprie^ t? richieste per la saldatura, in particolare tenacit?.nella zona soggetta a calore a causa di saldatura? . . U.S. Patent 3,673,007 discloses a method of manufacturing a high-toughness steel of the unheat-treated type by ingot fabrication followed by hot rolling or forging; however, it does not disclose properties required for welding, particularly toughness in the zone subjected to heat from welding. . .

Nei riguardi della.composizione chimica, il bre vetto U.S.A- 3-673-007, oltre agli elementi per acciaio fondamentale a basso tenore in carbonio, specifica piccole quantit? di almeno un elemento scelto dal gruppo costituito da fino a 0,20% di Nb, 0,20% di V , fino a 0,15% di Ti e fino a 0,30% di Ta, il tutto essendo in peso. With respect to chemical composition, U.S. Patent 3,673,007, in addition to the elements for basic low-carbon steel, specifies small amounts of at least one element selected from the group consisting of up to 0.20% Nb, 0.20% V, up to 0.15% Ti, and up to 0.30% Ta, all by weight.

La presente invenzione,d'altro canto,imposta criticamente la composizione chimica, in special modo un limite superiore ammissibile per S e campi rigorosamente ristretti per Ti e N, allo scopo di ritardare la formazione di iinS ed assicurare la for inazione di fini granuli uniformemente distribuiti di TiN che sono efficaci per affinare granuli di cri stalli nell?acciaio laminato. The present invention, on the other hand, critically sets the chemical composition, especially an upper allowable limit for S and strictly narrow ranges for Ti and N, in order to retard the formation of S and ensure the formation of fine, uniformly distributed grains of TiN which are effective for refining crystal grains in rolled steel.

Riguardo alla condizione di fabbricazione di 'Dramma, la presente invenzione differisce anche da quella del detto brevetto U.S.A., cio? la presente invenzione effettua direttamente la laminazione a caldo delia bramma colata, preparata mediante colata continua, allo scopo di assicurare il rapido raf freddamente , necessario ad ottenere una quantit? sufficiente di fini particelle di TiN, mentre il me todo del detto brevetto U.S.A. si basa su un metodo ordinario di fabbricazione di lingotti. With respect to the condition of manufacturing 'Dramma', the present invention also differs from that of the said U.S. patent, i.e., the present invention directly effects the hot rolling of the cast slab, prepared by continuous casting, in order to ensure the rapid cooling necessary to obtain a sufficient quantity of fine TiN particles, whereas the method of the said U.S. patent is based on an ordinary method of manufacturing ingots.

Quanto alla condizione di riduzione nella laminazione, il detto brevetto U.S.A definisce semplicemente una riduzione di spessore per pi? di 10% e che la laminazione dovrebbe venire completata in vi cinanza del punto Ar^. As to the reduction condition in rolling, the said U.S. patent simply defines a reduction in thickness of more than 10% and that the rolling should be completed in the vicinity of point Ar^.

Differendo assai dalle condizioni definite dal detto brevetto U.S.A, la presente invenzione specie fica condizioni pi? rigorose di laminazione, e precisamente una minima riduzione per laminazione di 40% , ad una temperatura non superiore a 850?C? e la temperatura per la laminazione finale da mantenere entro un campo fra Ar^ pi? 10?C e non pi? di 800?C. Differing greatly from the conditions defined in the said U.S. patent, the present invention specifically provides more rigorous rolling conditions, namely a minimum rolling reduction of 40%, at a temperature not exceeding 850°C, and the final rolling temperature to be maintained within a range between ∆r plus 10°C and not more than 800°C.

Questi stretti requisiti sono stati stabiliti in base alla conoscenza ottenuta dai presenti inventori i quali hanno trovato che almeno 40% di ri dusione %nella laminazione di austenite ad un campo di temperature relativamente pi? "basso di non pi? di 850?C?? indispensabile per ottenere una microstruttura affinata del materiale di acciaio alla ? ne trasformato, necessaria per ottenere una buona propriet? meccanica nella direzione dello spessore dell'acciaio laminato. These stringent requirements have been established on the basis of knowledge obtained by the present inventors who have found that at least 40% reduction in austenite rolling at a relatively lower temperature range of not more than 850°C is essential to obtain a refined microstructure of the ultimately processed steel material, necessary to obtain good mechanical properties in the thickness direction of the rolled steel.

Un aspetto distintivo della presente invenzione risiede nei campi strettamente limitati per IUi e N e nella laminazione regolata in modo strettamente limitato, necessari per ottenere una tenacit? molto migliorata, nella zona influenzata da calore, dello acciaio nonch? del metallo di base. A distinctive feature of the present invention lies in the strictly limited ranges for IUi and N and the strictly limited rolling rate required to achieve greatly improved toughness in the heat-affected zone of the steel as well as the base metal.

Tuttavia, a questi procedimenti sono associati taluni svantaggi. L?acciaio prodotto mediante essi ha i seguenti difetti. (1) L?acciaio ha una accre^ sciuta anisotropia e 3.e sue propriet? meccaniche nella direzione dello spessore della lamiera diventa no scadenti, mentre l'assorbimento di energia nei saggi di Charpy e DWTT diminuisce (ovvero viene ri dotta la propriet? di impedire una rottura fragile) come reazione ad un'accresciuta densit? di separazione. (2) Anche se il metallo di base pu? avere una superiore tenacit? a bassa temperatura (propriet? di impedire una rottura fragile), la tenacit? di una sona influenzata da calore (chiamata in appresso HAZ) nella struttura saldata non ? compatitile con quella del metallo di base* Pertanto l'acciaio prodotto mediante 1 detti procedimenti ? ancora limitato nell'uso e non ? ancora giunto all'impiego in grado ampio. However, certain disadvantages are associated with these processes. Steel produced by them has the following defects. (1) The steel has increased anisotropy and its mechanical properties in the direction of the sheet thickness become poor, while the energy absorption in the Charpy and DWTT tests decreases (i.e., the property of preventing brittle fracture is reduced) as a reaction to an increased separation density. (2) Although the base metal may have superior low-temperature toughness (property of preventing brittle fracture), the toughness of a heat-affected zone (hereinafter called HAZ) in the welded structure is not compatible with that of the base metal. Therefore, steel produced by these processes is still limited in use and has not yet reached widespread use.

Gli inventori della presente invenzione hanno inventato un metodo per produrre acciaio avente sia una propriet? di assorbimento elevato di energia nel saggio ad urto, come il saggio di Charpy, sia anche una bassa anisotropia per cui in Giappone ? stata de. positata una domanda di brevetto pubblicata 131125/80. Tuttavia tale metodo ha l'inconveniente che, sebbene la anisotropia sia ridotta entro la superficie della lamiera, non ? stata prevista alcuna soluzione fon? damentale per' migliorare le propriet? nella direzio. ne di spessore della lamiera, sebbene esse siano state migliorate in un certo grado, a confronto degli acciai della tecnica antecedente. The inventors of the present invention have invented a method for producing steel having both high energy absorption properties in the impact test, such as the Charpy test, and low anisotropy for which a published patent application 131125/80 has been filed in Japan. However, this method has the drawback that, although the anisotropy is reduced within the surface of the sheet metal, no fundamental solution has been provided to improve the properties in the thickness direction of the sheet metal, although they have been improved to some extent, compared to prior art steels.

La presente invenzione ? stata sviluppata allo scopo di ovviare ai detti inconvenienti della tec~ nica antecedente. Di conseguenza, l?invenzione ha come suo scopo il fornire un metodo per produrre ac ciaio di tenacit? e robustezza molto elevate, il qua le abbia robustezza e tenacit? bilanciate, che sia di bassa anisotropia, di elevato assorbimento di energia nei saggi di Cfrarpy e DWTT?g di elevata tena cita nella zona di saldatura, per cui possa venire usato come metodo interamente nuovo per la produzio. ne di acciaio per costruzione saldata* The present invention has been developed to overcome the aforementioned drawbacks of the prior art. Accordingly, the invention has as its object to provide a method for producing steel of very high toughness and strength, which has balanced strength and toughness, is low in anisotropy, has high energy absorption in the Cfrarpy and DWTT tests, and has high toughness in the weld zone, so that it can be used as an entirely new method for the production of welded structural steel.

L'aspetto distintivo dell'invenzione risiede nel fatto che l'acciaio, il quale presenta aggiun to un basso contenuto di S con piccole quantit? di Ti e N regolate in modo critico, viene eseguito mediante processo di colata continua in una bramma di uno spessore al di sotto di 500 rara.la quale viene riscaldata a bassa temperatura per effettuare una laminazione regolata ad una temperatura al di sopra del punto Ar^. The distinctive feature of the invention lies in the fact that the steel, which has a low S content added with small amounts of critically controlled Ti and N, is cast by continuous casting into a slab of a thickness below 500 mm which is heated to a low temperature to carry out a controlled rolling at a temperature above the Ar^ point.

L'invenzione ? stata sviluppata in base al concetto che acciaio di bassa disgregazione ed elevata tenacit? nella direzione dello spessore della lamiera pu? venire prodotto senza ridurre gli aspetti della citata antecedente domanda di brevetto giappo nese pubblicata, ponendo la dovuta attenzione alla composizione chimica dell'acciaio ed alle condizi? ni di riscaldamento e di laminazione. The invention was developed based on the concept that steel of low disintegration and high toughness in the direction of the sheet thickness can be produced without reducing the aspects of the aforementioned previously published Japanese patent application, by paying due attention to the chemical composition of the steel and the heating and rolling conditions.

L?unica figura del disegno annesso ? un grafico che mostra la temperatura di finitura in relazione alla temperatura di transizione vetrosa vTrS nella direzione dello spessore della lamiera e nella dire zione di laminazione. The only figure in the attached drawing is a graph showing the finishing temperature in relation to the glass transition temperature vTrS in the direction of the sheet thickness and in the rolling direction.

Il metodo secondo la presente invenzione consen te di ridurre sensibilmente la anisotropia della la miera di acciaio e permette di aumentare l?assorbimento di energia nel saggio ad urto di Charpy e si. mili? mentre aumenta notevolmente la tenacit? in HAZ. Una riduzione d? assorbimento di energia nel saggio di Charpy e simili ? dovuta al fatto che una disgregazione interviene in corrispondenza della ro, tura ad urto e viene provocata principalmente da MnS allungato, regione austenitica non rieristalli^ zata e dalla formazione di una struttura (100) parallela alla superficie della lamiera, creata dalla laminazione nella regione a due fasi (Y-a). Nella presente invenzione, il tenore in S dell?acciaio vi ne ridotto e la laminazione ? terminata entro la regione a fase singola di austenite,in modo da ridurre la struttura e con ci? migliorare le proprie_ t? in direzione dello spessore della lamiera. The method according to the present invention allows to significantly reduce the anisotropy of the steel sheet and to increase the energy absorption in the Charpy and similar impact tests while significantly increasing the toughness in HAZ. A reduction in energy absorption in the Charpy and similar tests is due to the fact that a disintegration occurs at the impact failure and is caused mainly by elongated MnS, non-resettable austenitic region and by the formation of a (100) structure parallel to the sheet surface, created by rolling in the two-phase region (Y-a). In the present invention, the S content of the steel is reduced and the rolling is terminated within the single-phase austenite region, so as to reduce the structure and thereby improve the properties in the direction of the sheet thickness.

Si ritiene che la laminazione a bassa temperatura nella vicinanza del punto Ar^ e nella regione (Y-?) ? indispensabile per fornire miglioramenti nella tenacit? a bassa temperatura (temperatura di transizione). E? stato tuttavia trovato che, effettuando una affinazione di grana a fondo,dei granuli austenitici negli stadi iniziali mediante la com dinazione di riscaldamento a bassa temperatura e fini particelle di TiN, ? possibile ottenere una suf ficiente tenacit? a bassa temperatura anche se venga ridotta in certo grado la laminazione a bassa temperatura. Low-temperature rolling in the vicinity of the Ar^ point and in the (Y-?) region is believed to be indispensable for providing improvements in low-temperature (transition temperature) toughness. It has been found, however, that by thoroughly grain-refining the austenitic grains in the early stages by combining low-temperature heating with fine TiN particles, sufficient low-temperature toughness can be achieved even if low-temperature rolling is somewhat reduced.

Nel frattempo ? stato raggiunto secondo l'inven zione lo scopo di migliorare la tenacit? della zona saldata formando un cordone di acciaio di bassi tenori di Ti ed N,per mezzo di un processo di colata continua effettuando un elevato regime di raffreddai mento e sottoponendo il cordone ad una laminazione a bassa temperatura di 950-1050?C. Ci? in quanto il processo di colata continua fornisce un pi? elevato regime di raffreddamento e consente una formazione di una grande quantit? di granuli fini di TiN (meno di 0,05 ?) della bram a laminata quando il cor done colato viene laminato. In the meantime, the aim of improving the toughness of the welded zone by forming a steel bead with low Ti and N contents by means of a continuous casting process with a high cooling rate and subjecting the bead to low-temperature rolling of 950-1050°C has been achieved according to the invention. This is because the continuous casting process provides a higher cooling rate and allows a large amount of fine TiN grains (less than 0.05 μm) to be formed in the rolled bar when the cast bead is rolled.

La ragione per cui lo spessore della billetta ? stato impostato ad un valore minore od uguale a 300 mm e che* se questo livello viene superato* la velocit? di raffreddamento viene ridotta e non ? ottenibile una quantit? sufficiente di granuli fini di TiN. Riguardo al regime di raffreddamento, ? assai desiderabile che il regime medio di raffreddamento , al livello di temperatura da iBimediataments al di sotto della linea di liquido dellfacciaio fuso fino a 11QC?C;venga mantenuto al di sopra di 6Q?C/minuto nel centro di una billetta. Tuttavia, anche se nella billetta si ottengono in grande quan tit? granuli fini di TiN-,sarebbe impossibile otte_ nere una grande quantit? di granuli fini di TiN nel prodotto laminato se essi venissero resi pi? grossjo lani nel corso delle operazioni di riscaldamento e di laminazione, rendendo con ci? impossibile ottenere uc.a struttura fine in HAS. The reason why the billet thickness was set to a value less than or equal to 300 mm is that if this level is exceeded the cooling rate is reduced and a sufficient quantity of fine TiN grains cannot be obtained. With regard to the cooling rate, it is highly desirable that the average cooling rate, at the temperature level from immediately below the liquid line of the molten steel up to 110°C?C, be maintained above 60°C/minute in the center of a billet. However, even if fine TiN grains are obtained in large quantities in the billet, it would be impossible to obtain a large quantity of fine TiN grains in the rolled product if they were coarsened during the heating and rolling operations, thus making it impossible to obtain any fine structure in HAS.

In vista di quanto precede, la temperatura alla quale la billetta viene riscaldata ? stata limita ta al campo fra 950 e 1050^0. S' stato trovato che, impostando questo limite, ? possibile fornire migli? rasenti rilevanti nella tenacit? della HAS, in confronto alla tenacit? ottenuta mediante riscaldameli to ad alta temperatura secondo la tecnica anteceden te. Il limite superiore del campo di temperature di riscaldamento dovrebbe essere tale che ai granuli fini b.? TiN nella bram&a venga impedito di diventja . re pi? grossolani tramite tale riscaldamento, ed il suo limite inferiore ? tale che un riscaldamento al di sotto del limite inferiore di temperatura non. dia luogo a prodotti inaccettabili riguardo alle nor me a.causa del deterioramento della qualit? interna dell 'acciaio, provocato da insufficiente passaggio in soluzione della bramma nella regione austenitica. Un riscaldamento ad una temperatura superiore a 950?G consente che la qualit? interna dellAcciaio venga migliorata a fondo, poich? il suo tenore in S ? stato ridotto. Granuli fini di TiN, che non si so no ingrossati nel momento del riscaldamento, aiuta no ad affinare granuli austenitici nel momento del riscaldamento , granuli ricristallizzati durante la laminazione e la struttura laminata comeun tutto, migliorando con ci? la tenacit? del metallo di base. In view of the above, the temperature to which the billet is heated has been limited to the range between 950 and 1050°C. It has been found that by setting this limit, it is possible to provide significant improvements in the toughness of the HAS, compared to the toughness obtained by heating it to high temperatures according to the previous technique. The upper limit of the heating temperature range should be such that the fine TiN grains in the slab are prevented from becoming coarser by such heating, and its lower limit is such that heating below the lower temperature limit does not result in products unacceptable to the standards due to deterioration of the internal quality of the steel, caused by insufficient solution passage of the slab in the austenitic region. Heating to a temperature above 950°C allows the internal quality of the steel to be significantly improved, since Its S content has been reduced. Fine TiN grains, which do not swell upon heating, help to refine austenitic grains upon heating, recrystallized grains during rolling, and the rolled structure as a whole, thereby improving the toughness of the base metal.

Verr? ora descritto il procedimento di laminazione secondo l?invenzione. Per ottenere una robuste^ za ed una tenacit? sufficienti ? essenziale ?ffeli tuare una laminazione regolata. A questo scopo, condo 1*invenzione sono state impostate le condizi? ni di laminazione, cio? una riduzione di laminazione di oltre 40% ad una temperatura al di sotto di S50?C, ed una temperatura di finitura di laminasi^ ne al di sopra del punto Ar^ pi? 10?C, ma al di sot to di 800aC. Il punto Ar^ durante la laminazione pu? venire rappresentato empiricamente dalla formula seguente : The rolling process according to the invention will now be described. To achieve sufficient strength and toughness, it is essential to carry out controlled rolling. To this end, the rolling conditions have been set according to the invention, i.e. a rolling reduction of more than 40% at a temperature below 550°C, and a finishing rolling temperature above the Ar^ point plus 10°C, but below 800°C. The Ar^ point during rolling can be represented empirically by the following formula:

punto Ar? ? 880 - 400 (0$) - ?0 (Kn%) 25 (Si?) Ar point? ? 880 - 400 ($0) - ?0 (Kn%) 25 (Yes?)

- 35 (Wi%) - 20 (Cu%) - 25 (Ci%) 30 (Mo%) Effettuando la laminazione nelle dette condizi? ni, l?acciaio pu? presentare una robustezza ed ima tenacit? molto accresciute. Verranno ora descritte le ragioni per cui le condizioni di laminazione sono state limitate come sopra descritto. Quando la riduzione nella laminazione viene mantenuta al di sopra di 40% ad una temperatura al di sotto di 850?C, i granuli dell?acciaio vengono notevolmente ridotti nella dimensione e possono venire molto aumentate la robustezza e la tenacit? dell'acciaio. Quando la riduzione di laminazione ? al di sotto di 40% ? tuttavia impossibile ottenere una elevata robustezza ed una eccellente tenacit?. Nel contempo, anche se la riduzione di laminazione ? al di sopra di 40$ ad una temperatura al di sotto di 850?C, ? impossibile produrre acciaio di elevata robustezza ed eccellente tenacit? se la temperatura di finitura supera 800?C8 a causa di insufficiente affinasi^ ne dei granuli. Impostando la temperatura di finitura ad un livello al di sotto di 800?C, la affilia zione dei granuli viene accresciuta, rendendo con ci? possibile aumentare sia la robustezza che la tenacit? dell?acciaio od almeno aumentare la sua robustezza ,,senza abbassare la sua tenacit?. - 35 (Wi%) - 20 (Cu%) - 25 (Ci%) 30 (Mo%) By rolling under these conditions, steel can exhibit greatly increased strength and toughness. The reasons why the rolling conditions have been limited as described above will now be described. When the rolling reduction is maintained above 40% at a temperature below 850°C, the steel grains are significantly reduced in size and the strength and toughness of the steel can be greatly increased. When the rolling reduction is below 40%, however, high strength and excellent toughness cannot be achieved. At the same time, even if the rolling reduction is above 40% at a temperature below 850°C, it is impossible to produce steel of high strength and excellent toughness. If the finishing temperature exceeds 800°C, this is due to insufficient grain affinity. By setting the finishing temperature below 800°C, grain affinity is increased, thereby making it possible to increase both the strength and toughness of the steel, or at least increase its strength without lowering its toughness.

Secondo la presente invenzione, non viene effettuata una laminazione entro la regione di ferriteaustenite. Gi? in quanto, se il limite inferiore del la temperatura di finitura ? al di sotto del pun to Ar^, interviene una disgregazione nella rottura ad urto, con il risultato cbe viene ridotto 1'assor bimento di energia e le propriet? in direzione dello spessore della lamiera presentano un deterioramento (vedasi il grafico). Pertanto, la temperatura eli fi nitura ? stata limitata al campo al di sopra del punto ,Ar^ pi? 10?C ed al di sotto di 800?C. : In accordance with the present invention, rolling within the ferrite-austenite region is not performed. This is because, if the lower limit of the finishing temperature is below the Ar^ point, disruption occurs in the impact fracture, resulting in reduced energy absorption and deterioration of the thickness-wise properties of the sheet metal (see graph). Therefore, the finishing temperature has been limited to the range above the Ar^ point plus 10°C and below 800°C.

La desiderata temperatura di fini tura per ottenere le migliori propriet? nella direzione di spessore di lamiera si trova nel campo fra 750 ed 800?C. The desired finishing temperature to achieve the best properties in the thickness direction of the sheet metal lies in the range between 750 and 800°C.

Non viene posta alcuna particolare limitazione al raffreddamenrto successivo alla laminazione, tut tavia viene preferito il campo fra 0,2?e 10?C/ secondo. Un riscaldamento dell?acciaio ad una temp? ratura al di sotto del punto di trasformazione Ac^ 5 per esempio allo scopo di efefttuare una deidrogenazione, non pregiudica gli aspetti dell?invenzione. No particular limitation is placed on cooling following rolling, however the range between 0.2°C and 10°C/second is preferred. Heating the steel to a temperature below the transformation point Ac^ 5, for example for the purpose of carrying out dehydrogenation, does not prejudice the aspects of the invention.

L'acciaio prodotto mediante il metodo secondo 1 'invenzione offre una eccellente propriet? di metallo di base nella zona di saldatura} in confronto all?acciaio prodotto mediante qualsiasi procedimento della tecnica antecedente, ed inoltre ha proprre t? eguali ad acciaio normalizzato o raffreddato rapidamente e fatto rinvenire, cos? che 11acciaio prc> dotto mediante il metodo della presente invenzione ? applicabile a qualsiasi altro uso pratico che va dalla formazione di tubi per condotte per gas aci^ do fino all?impiego in regioni di freddo estremo, recipienti a pressione, strutture marine.,,industria per la costruzione navale ecc. Steel produced by the method of the invention offers excellent base metal properties in the weld zone as compared to steel produced by any prior art process, and further has properties equal to normalized or quenched and tempered steel, so that steel produced by the method of the present invention is applicable to every other practical use ranging from the formation of tubes for sour gas lines to use in regions of extreme cold, pressure vessels, marine structures, the shipbuilding industry, etc.

Verranno descritte le ragioni per limitare i componenti dell?acciaio secondo l?invenzione. L?ac ciaio qui rivendicato contiene 0,01 - 0,15% di C, non pi? di 0,6% di Si, 0,8 - 2,0% di Mn, 0,01-0,08% di Al, non pi? di 0,008% di S, 0,008-0,025% di Ti e 0,001-0,007% di H. The reasons for limiting the components of the steel according to the invention will be described. The steel claimed herein contains 0.01 - 0.15% C, not more than 0.6% Si, 0.8 - 2.0% Mn, 0.01 - 0.08% Al, not more than 0.008% S, 0.008 - 0.025% Ti, and 0.001 - 0.007% H.

Il limite inferiore di 0,01% di C ? un livello minimo essenziale per assicurare che il metallo di base e la zona di saldatura abbiano una sufficiente robustezza e che elementi formanti carburo, come Nb e V, possano soddisfacentemente svolgere i loro e.f fetti. Tuttavia, quando la quantit? di C ? troppo grande, granuli grossolani di bain?te o di martensi. The lower limit of 0.01% C is an essential minimum level to ensure that the base metal and the weld zone have sufficient strength and that carbide-forming elements, such as Nb and V, can satisfactorily perform their effects. However, when the amount of C is too large, coarse grains of bain-marie or martensite.

te a forma di isole possono formarsi in grandi quan tit? nel metallo di base ed in H?Z, il che influenza sfavorevolmente la tenacit? e riduce notevolmente la saldabilit?. Pertanto il limite superiore ? impostato a 0,1% -Si, che ? inevitabilmente contenuto nell?acciaio a causa della sua aggiunta a scopi di deossidazione, non ? desiderabile per migliorare la saldabilit? ed aumentare la tenacit? della HAZ. Pertanto il limite superiore di Si ? importato a 0,6%. L?acciaio pu? venire deossidato per mezzo di Al da solo, cos? che il contenuto di Si pu? preferibilmente venire mentii nuto a non pi? di 0,2%. Island-shaped particles can form in large quantities in the base metal and in HAZ, which unfavorably affects the toughness and significantly reduces the weldability. Therefore, the upper limit is set at 0.1%. -Si, which is inevitably contained in the steel due to its addition for deoxidation purposes, is not desirable for improving the weldability and increasing the toughness of the HAZ. Therefore, the upper limit of Si is set at 0.6%. The steel can be deoxidized by means of Al alone, so that the Si content can preferably be kept to no more than 0.2%.

Un ? un elemento importante che abbassa il pun to di trasformazione dell?acciaio e consente gli ef, fetti di miglioramento della qualit? dell?acciaio mediante laminazione regolata secondo 1*invenzione, consentendo inoltre che robustezza e tenacit? venga no accresciute simultaneamente. Quando il tenore in Mn ? minore di 0,8%, la robustezza e la tenacit? dell?acciaio vengono abbassate,cos? che il suo limite inferiore ? impostato a 0,8%. Tuttavia, quando Mn ? in quantit? troppo grande, aumenta la possibilit? di tempera dell?acciaio e si formano in grandi quantit? grossi granuli di bainite o di martensite a forma di isole, riducendo con ci? la tenacit? sia del metallo di base che della HAZ, Il limite su periore ? impostalo quipdi,.a 2,0%. Mn is an important element that lowers the transformation point of steel and allows the quality-enhancing effects of controlled rolling according to the invention, while also allowing strength and toughness to be increased simultaneously. When the Mn content is less than 0.8%, the strength and toughness of the steel are lowered, so that its lower limit is set at 0.8%. However, when Mn is too large, the possibility of tempering of the steel increases and large, island-shaped grains of bainite or martensite form in large quantities, thereby reducing the toughness of both the base metal and the HAZ. The upper limit is therefore set at 2.0%.

Poich? Al viene usato come agente deossidante, esso ? inevitabilmente contenuto in questo tipo di acciaio calmato- 'Tuttavia, quando esso ? in una quantit? minore di 0,01%, la deossidazione non pu? venire effettuata soddisfacentemente ed il metallo di base presenta una tenacit? ridotta,cos? che il limite inferiore ? impostato a 0,01%. Nello stesso tempo, quando Al supera 0,08%, vengono ridotte la nitidezza dell'acciaio e la tenacit? nella HAZ, co s? che il limite superiore ? impostato a 0,08%. Since Al is used as a deoxidizing agent, it is inevitably contained in this type of killed steel. However, when it is in an amount less than 0.01%, deoxidation cannot be carried out satisfactorily and the base metal has reduced toughness, so the lower limit is set to 0.01%. At the same time, when Al exceeds 0.08%, the steel sharpness and toughness in the HAZ are reduced, so the upper limit is set to 0.08%.

La ragione per cui S come impurezza ? limitata a non pi? di 0,008% ? che la anisotropia del metallo di base dovrebbe venire ridotta e l'assorbimento di energia dovrebbe venire aumentato* Nel metodo secon do l?invenzione, la laminazione viene effettuata ad una temperatura al di sopra del punto Ar^- Tuttavia, l'acciaio riscaldato a bassa temperatura avreb be una isotrop?a accresciuta e verrebbe ridotto lo assorbimento di energia nel saggio ad urto di Charpy, in confronto ad ordinario materiale laminato a fred do, anche quando la.laminazione viene effettuata ad una temperatura al di sopra del punto Ar^ The reason why S as an impurity is limited to no more than 0.008% is that the anisotropy of the base metal should be reduced and the energy absorption should be increased. In the method according to the invention, rolling is carried out at a temperature above the Ar^ point. However, steel heated to a low temperature would have increased isotropy and the energy absorption in the Charpy impact test would be reduced, compared to ordinary cold-rolled material, even when rolling is carried out at a temperature above the Ar^ point.

Gi? viene spiegato d?i fatto che, come indicato in precedenza, la presenza di MnS nell?acciaio e la laminazione di austenite nella regione non ricristallizzata formano struttura. Limitazioni sono poste alla quantit? di S per ridurre la quanti, t? assoluta di MnS. Impostando S ad un livello non maggiore di 0,008%, ? possibile aumentare sensibilmente la tenacit? dell?acciaio. In questo caso, quanto pi? basso ? il tenore in S dell'acciaio, tan to pi? elevata ? la sua tenacit?. Impostando il tenore in 8 ad un livello non superiore a 0,0015%, ? possibile accrescere molto la tenacit? dell'acciaio. It is already explained that, as indicated above, the presence of MnS in steel and the rolling of austenite in the non-recrystallized region form structure. Limitations are placed on the amount of S to reduce the absolute amount of MnS. By setting S to a level no greater than 0.008%, the toughness of the steel can be significantly increased. In this case, the lower the S content of the steel, the higher its toughness. By setting the S content to a level no greater than 0.0015%, the toughness of the steel can be significantly increased.

Tuttavia , sarebbe impossibile eliminare interamente MnS per quanto piccolo possa venire reso il contenuto di S nell?acciaio. Pertanto la presente invenzione regola la formazione di una struttura testurizzata mediante laminazione di finitura ad una temperatura al di sopra del punto Ar^. However, it would be impossible to eliminate MnS entirely no matter how small the S content in the steel might be made. Therefore, the present invention regulates the formation of a textured structure by finish rolling at a temperature above the Ar^ point.

Ti e li vengono aggiunti allo scopo di aumentare la tenacit? della HAZ disperdendo granuli minuti di TiN nell?acciaio, come indicato in precedenza. A ta le scopo, ? efficace che granuli fini di TiN siano distribuiti in numero quanto pi? grande possibile nella bramma. Tuttavia, quando le quantit? di Ti e N sono troppo grandi- TiN potrebbe diventare pi? grossolano mentre il metallo fuso sta venendo raf~ freddato e solidificato, anche se :.si usa un proces so di colata continua* Pertanto i limiti superiori di Ti e N vengono iuqaostati rispettivamente a 0,025 e 0,007%- Contemporaneamente, quando le quantit? di Ti ed N sono troppo piccole, non si possono ottene re effetti sensibili nel migliorare la tenacit? di HAZ, cos? che i limiti inferiori di Ti e N sono impostati rispettivamente a 0,008# e 0,001%. Ti and N are added to increase the toughness of the HAZ by dispersing minute TiN grains throughout the steel, as previously discussed. For this purpose, it is effective to distribute as many fine TiN grains as possible throughout the slab. However, when the amounts of Ti and N are too large, the TiN may become coarser while the molten metal is cooling and solidifying, even if a continuous casting process is used. Therefore, the upper limits of Ti and N are set to 0.025% and 0.007%, respectively. At the same time, when the amounts of Ti and N are too small, no appreciable effect can be achieved in improving the toughness of the HAZ, so the lower limits of Ti and N are set to 0.008% and 0.001%, respectively.

L'acciaio secondo l?invenzione comprendo P a guisa di impurezza. La quantit? di questo elemento ? usualmente non superiore a 0,030%, e quanto pi? basso ? il contenuto di P, tanto pi? elevata ? la tenacit? della zona di saldatura e tanto migliore ? la saldabilit?. La quantit? del detto elemento ? preferibilmente 0,015% per migliorare le propriet? di saldatura. Il tenore in ossigeno dell'acciaio se. condo 1'invenzione non ? superiore a 0,008%. Per ottenere una nitidezza e tenacit? migliorate dello acciaio, la quantit? di questo elemento ? preferibile mente quanto pi? piccola possibile. Secondo l'inven zione, l?acciaio pu? inoltre contenere almeno un elje mento scelto dal gruppo costituito da non pi? di 0,08% di Kb, non pi? di 0,10% di V, non piu di 2,0% di Ni, non piu di 1,0% di Cu, non pi? di 1,0% di Cr e non pi? di 0,4% di Ho, oltre ai sopra indicati elementi contenuti nell'acciaio. The steel according to the invention contains P as an impurity. The amount of this element is usually no more than 0.030%, and the lower the P content, the higher the toughness of the weld zone and the better the weldability. The amount of said element is preferably 0.015% to improve the welding properties. The oxygen content of the steel according to the invention is no more than 0.008%. To achieve improved sharpness and toughness of the steel, the amount of this element is preferably as small as possible. According to the invention, the steel may further contain at least one element selected from the group consisting of no more than 0.08% Kb, no more than 0.008%. of 0.10% V, not more than 2.0% Ni, not more than 1.0% Cu, not more than 1.0% Cr and not more than 0.4% Ho, in addition to the above elements contained in the steel.

La ragione per cui questi elementi sono contenu ti addizionalmente nell'acciaio secondo l'invenzione ? che si desidera accrescere robustezza,e tenacit? ed aumentare il campo di spessori di un acciaio da produrre,cos? che le quantit? degli elementi debbono venire naturalmente limitate. The reason why these elements are additionally contained in the steel according to the invention is that it is desired to increase the strength and toughness and to increase the thickness range of a steel to be produced, so that the quantities of the elements must naturally be limited.

Nb ? contenuto nell'acciaio dell?invenzione per ottenere sia un*affinazione di grana che un indur? mento per precipitazione della struttura laminata. Esso ? un elemento importante per accrescere sia la robustezza che la tenacit?. Tuttavia, quando la quantit? di Nb supera 0,08%, esso ha effetti dannosi sulla saldabilit? e sull?aumento di tenacit? del. la HAZ. Pertanto il limite superiore ? isqaostata a 0,08%. Nb is contained in the steel of the invention to achieve both grain refinement and precipitation hardening of the rolled structure. It is an important element for increasing both strength and toughness. However, when the amount of Nb exceeds 0.08%, it has detrimental effects on the weldability and toughness increase of the HAZ. Therefore, the upper limit is set at 0.08%.

V raggiunge sostanzialmente i medesimi effetti come Nb. Il suo limite superiore pu? essere alto quanto 0,10%. Ni aumenta la robustezza e la tenaci t? del metallo di base senza influenzare sfavorevol, mente la temperabilit? e la tenacit? della HAZ. Tut tavia, quando la quantit? supera 2,0%, la temperabilit? e tenacit? della HAZ vengono influenzate sfa voz^evolmente, cos? che il limite superiore ? imposta to a 2,0%. Analogamente ad Hi, Cu ha l?effetto di aumentare la resistenza a corrosione dell?acciaio. Tuttavia, quando la quantit? supera 1,0%, Cu pu? dar luogo a screpolatura durante la laminazione quan do la laminazione viene effettuata con riscaldamento! a bassa temperatura, come viene fatto nella pre. sente invenzione, e rende difficileHa produzione. Pertanto il limite superiore ?iaqoostato a 1,0%. V achieves substantially the same effects as Nb. Its upper limit can be as high as 0.10%. Ni increases the strength and toughness of the base metal without adversely affecting the hardenability and toughness of the HAZ. However, when the amount exceeds 2.0%, the hardenability and toughness of the HAZ are adversely affected, so the upper limit is set to 2.0%. Similar to Hi, Cu has the effect of increasing the corrosion resistance of steel. However, when the amount exceeds 1.0%, Cu can cause cracking during rolling when rolling is performed with low-temperature heating, as is done in the present invention, and makes production difficult. Therefore, the upper limit has been set to 1.0%.

Cr aumenta la robustezza del metallo di base e della zona di saldatura ed ha l'effetto di impedire una croccatura indotta da idrogeno. Tuttavia, se la quantit? di questo elemento ? troppo grande, la teaperabilit? della HAZ aumenterebbe e la tenacit? e saldabilit? di essa verrebbero ridotte. Pertanto il limite superiore e impostato a 1,0%. Cr increases the strength of the base metal and the weld zone and has the effect of preventing hydrogen-induced crimping. However, if the amount of this element is too large, the heat transfer of the HAZ would increase and its toughness and weldability would be reduced. Therefore, the upper limit is set to 1.0%.

Mo ? un elemento efficace per accrescere sia la robustezza che la tenacit? del metallo di base, tuttavia una quantit? eccessiva di Mo, analogamente a Gr in eccesso nell?acciaio,'pu? dar luogo ad un aumento eccessivo di temperabilit? dell'acciaio,il che produce una minore tenacit? nella HAZ ed una mi nore saldabilit?. Di conseguenza il limite superiore di Mo ? specificato con 0,4%, Mo is an effective element for increasing both the strength and toughness of the base metal, however, excessive Mo, like excess Gr in steel, can result in excessive hardenability of the steel, resulting in lower toughness in the HAZ and reduced weldability. Consequently, the upper limit of Mo is specified as 0.4%,

I limiti inferiori di questi elementi addiziona^ li si desidera che siano valori minimi essenziali per raggiungere eccellenti risultati nel migliorare la qualit? dell?acciaio. I limiti inferiori di Kb, V, Ni* Cu* Cr ed ilo sono rispettivamente 0,01$, 0,01%, 0,1%, 0,1%, 0,1% e 0,05%. The lower limits of these additional elements are desired to be the essential minimum values to achieve excellent results in improving the quality of steel. The lower limits of Kb, V, Ni* Cu* Cr and Ilo are 0.01%, 0.01%, 0.1%, 0.1%, 0.1% and 0.05% respectively.

L?acciaio ed il metodo di produzione qui rivendicati possono contenere rispettivamente 0,0005-0,005% di Ca oltre ai componenti dell'acciaio nominati in precedenza. Ca viene aggiunto allo scopo di accrescere l?assorbimento di energia e migliorare le propriet? nella direzione di spessore di lamiera effettuando una regolazione morfologica di solfuri (KnS). La ragione per cui la quantit? di Ca ? limitata al campo fra 0,0005 e 0,005% ? la seguente. The steel and production method claimed herein may contain 0.0005-0.005% Ca, respectively, in addition to the steel components previously mentioned. Ca is added to enhance energy absorption and improve properties in the thickness direction of the sheet by morphologically adjusting sulfides (KnS). The reason why the Ca content is limited to the range between 0.0005 and 0.005% is as follows.

Quando essa ? minore di 0,0005%, l?aggiunta di questo elemento non pu? raggiungere alcun effetto pratico. Quando essa supera 0,005%? essa ha effetti dannosi nell'aumento della tenacit? dell?acciaio e nella sua nitidezza a causa della produzione di grandi quanti t? di inclusioni non metalliche,come Ca-O-S. Inoltre, un aumento nella quantit? di questo elemento d? luc> go ad un problema nei riguardi della possibilit? di svolgere la saldatura, principalmente nell*effettua re una saldatura ad arco con gas CO2* When it is less than 0.0005%, the addition of this element cannot achieve any practical effect. When it exceeds 0.005%, it has detrimental effects on increasing the steel's toughness and sharpness due to the production of large amounts of non-metallic inclusions, such as Ca-O-S. Furthermore, an increase in the amount of this element causes problems with respect to the possibility of carrying out welding, especially when performing arc welding with CO2 gas.

Verr? ora descritta una realizzazione dell?inven 2ione. An embodiment of the invention will now be described.

Cordoni di una variet? di composizioni chimiche sjo no stati prodotti mediante un processo di colata continua con convertitore ad ossigeno, e poi essi sono stati laminati a guisa di lamiere entro un cam po di spessori di 18-35 ma in condizioni variabili di riscaldamento e di laminazione* Le propriet? mecs coniche del metallo di base e della zona saldata sono mostrate nelle tabelle 1 e 2. Beads of a variety of chemical compositions were produced by an oxygen converter continuous casting process, and then rolled into sheet metal over a thickness range of 18-35 mm under varying heating and rolling conditions.* The mechanical properties of the base metal and the welded zone are shown in Tables 1 and 2.

Campip^ Tipo di Composizione chimica (%) Altri Punto Campip^ Type of Chemical Composition (%) Other Point

accia ele Ar, steel and Ar,

ne no

io C Si Mn A ? s Ca Ti N menti I C Si Mn A ? s Ca Ti N minds

?? (?C) ?? (?C)

1 A: , 0,1.4? 0,20 1,37 0,022 0,004 0,00 9 0,0026 7 33. 1 A: , 0,1.4? 0.20 1.37 0.022 0.004 0.00 9 0.0026 7 33.

2 B a B B B B ? a a - a 2 B a B B B B ? a a - a

3 A 0,10 0,17 1,5 a 0,035 0,002 ? 0,01 5 0,0048 ? 7 34 3 A 0.10 0.17 1.5 a 0.035 0.002 ? 0.01 5 0.0048 ? 7 34

4 B H a B B a ? a a ? a 4 B H a B B a ? a a ? a

5 A 0,0 4 0,24 1,660.02 7 0,006 ? Ni: 0,32 5 A 0.0 4 0.24 1,660.02 7 0.006 ? Ni: 0.32

0.022 0,006 5 74 3 0.022 0.006 5 74 3

V :0.037 ?? fi a ff n ff a a - B B ff V :0.037 ?? fi a ff n ff a a - B B ff

7 A 0,13 0,25 Cr:0,16 7 A 0.13 0.25 Cr:0.16

1,06 0,02 7 0,005 . ? 0,01 7 0.0046 75 6 1.06 0.02 7 0.005 . ? 0.01 7 0.0046 75 6

Nb*.0.030 Nb*.0.030

8 B ff ff B B B ? li B ff ff 8 B ff ff B B B ? li B ff ff

9 A 0,0?8 0,28 1,460,01 5 0,001 0,0019 0,011 0,00 38V 10,020 75 3 9 A 0.0?8 0.28 1,460.01 5 0.001 0.0019 0.011 0.00 38V 10.020 75 3

10 B II ff ff II B a ff B ff ff 10 B II ff ff II B a ff B ff ff

11 A V 10,042 11 A V 10,042

0,13 0,28 1,500,03 5 0,002 0,0016 0,014 0,00 42 73 0 0.13 0.28 1,500.03 5 0.002 0.0016 0.014 0.00 42 73 0

Nb 10,010 Nb 10,010

12 B n ff u B ff a B II a a 12 B n ff u B ff a B II a a

13 A 0,06 0,06 1,05 0,033 0,003 0,0042 0,016 0,0050N;:I,7 o 72 0 13 A 0.06 0.06 1.05 0.033 0.003 0.0042 0.016 0.0050N;:I,7 o 72 0

Cn:o,2 5 Cn:o,2 5

14 B a B B B a a ff a h a 14 B a B B B a a ff a h a

15 A Ni; 1,50 15 A Ni; 1.50

0.07 0,1 G 1,100,032 0,00 10,0017 0,01 3 0,0044Mo :o.io 73 0 0.07 0.1 G 1,100,032 0.00 10.0017 0.01 3 0.0044Mo :o.io 73 0

16 1B ff li ff B ff a ff a a a 16 1B ff li ff B ff a ff a a a

- -

Prosegue tabella 1 Table 1 continues

Spessore remp .di Riduz. Temper Spessore : Thickness of Temper Reduction Thickness:

di bram riscal . di la di fi di l'amiera Note of bram heating. of the of fi of the iron Notes

irla (mm) (?c) minaz.a nito (mm) irla (mm) (?c) minaz.a nito (mm)

<850?C t?)(?C) <850?C t?)(?C)

25Q. 95 0 65 750'i 23 25Q. 95 0 65 750'i 23

B 115 0 1/ a B B 115 0 1/ a B

210 10 00 7 0 760 30 210 10 00 7 0 760 30

tt B B 695 B tt B B 695 B

a 9 50 55 76 5 2 5 at 9 50 55 76 5 2 5

a n B n u a n B n u

n 95 0 70 775 3 5 n 95 0 70 775 3 5

a B 30 B n i ?? a B 30 B n i ??

il 600?C, 20',raffr. 600?C, 20', cool.

10 50 60 785 1 0 VJ1 ad aria I ? ff 30 a B 10 50 60 785 1 0 VJ1 air I ? ff 30 to B

tt 10 00 50 755 26 tt 10 00 50 755 26

j B il B 710 n j B the B 710 n

i i

1 " 95 0 50 750 26 1 " 95 0 50 750 26

If ' 1150 a a 26 If ' 1150 a a 26

16 0 1000 ? 65 755 20 16 0 1000 ? 65 755 20

B ? B 700 20 , B ? B 700 20 ,

Campio^ Tipo di Propriet? del metallo di base tenacit? nella vTrS Direzione di spej3 sona saldata ne acciaio Punto di He si- 2vE-60?C Sample^ Type of Base Metal Properties Toughness in vTrS Direction of Spej3 Welded Steel Point of He si- 2vE-60?C

n? snerva- stenza (kg?m) (?C) sore,vTrS (?C) 2vE - 60?C mento (Kg/mn. ? (kg?111) n? snerva- strength (kg?m) (?C) sore,vTrS (?C) 2vE - 60?C ment (Kg/mn. ? (kg?111)

?4??? ?4???

1 A ; 40,4 5 2,7 20,6 - 95 - 6 0 14,3 1 A ; 40.4 5 2.7 20.6 - 95 - 6 0 14.3

2 B 3 6,5 5 0,4 11,4 - 60 - 40 4,7 2 B 3 6.5 5 0.4 11.4 - 60 - 40 4.7

3 A 38,7 5 0*5 30,1 - 95 - 85 17,7 3 A 38.7 5 0*5 30.1 - 95 - 85 17.7

4 B ? 45,3 5 5,6 6,3 -1 05 20 15,9 4 B ? 45.3 5 5.6 6.3 -1 05 20 15.9

5 A 37,2 4 8,1 34,6 ~120 ? 65 ? 25,0 5 A 37.2 4 8.1 34.6 ~120 ? 65 ? 25.0

6 B 35,8 4 7,8 22,5 -1 05 - 55 3,1 6 B 35.8 4 7.8 22.5 -1 05 - 55 3.1

7 A 39,4 4 8,9 25,8 -1 15 - 65 14,6 7 A 39.4 4 8.9 25.8 -1 15 - 65 14.6

8 B 34,2 4 5,8 2 0,4 - 75 - 65 13,5 8 B 34.2 4 5.8 2 0.4 - 75 - 65 13.5

9 A 32,6 4 5,2 2 5,6 -105 - 95 16,3 9 A 32.6 4 5.2 2 5.6 -105 - 95 16.3

10 B 30,2 4 4,6 9T0 - 75 - 60 8,2 10 B 30.2 4 4.6 9T0 - 75 - 60 8.2

11 A 4 3,2 5 6,0 3 3,3 -1 15 -100 1 5,3 11 A 4 3.2 5 6.0 3 3.3 -1 15 -100 1 5.3

12 B * 48,6 5 7,3 6,5 -120 30 1 4,6 12 B * 48.6 5 7.3 6.5 -120 30 1 4.6

13 A 3 7,6 4 8,3 3 5,8 -160 -12 0 2 9,7 13 A 3 7.6 4 8.3 3 5.8 -160 -12 0 2 9.7

14 B 3 4,7 4 7,6 3 0,7 ~130 - 95 1 9,3 14 B 3 4.7 4 7.6 3 0.7 ~130 - 95 1 9.3

15 A 4 2,4 5 1,3 3 1,9 -1 50 -12 0 2 5,6 15 A 4 2.4 5 1.3 3 1.9 -1 50 -12 0 2 5.6

16 B 1 4 8,9 5 3,4 1 0,4 -160 0 1 6,8 16 B 1 4 8.9 5 3.4 1 0.4 -160 0 1 6.8

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Le bramine di acciaio prodotte mediante il metodo secondo l?invenzione hanno una elevata tenacit? nel metallo di base e nella zona di saldatura. Tuttavia. bramine di acciaio prodotte mediante un procedimento della tecnica antecedente non hanno una soddisfacente tenacit? nel metallo di base oppure nella zona di saldatura. Pertanto le bramine di acciaio della tecnica antecedente mancano del necessario equilibrio che le renda utili per l'impiego in strutture saldate. Steel strips produced using the method of the invention have high toughness in the base metal and in the weld area. However, steel strips produced using a prior art process do not have satisfactory toughness in the base metal or in the weld area. Therefore, prior art steel strips lack the necessary balance that makes them useful for use in welded structures.

Verranno ora riesaminate le bramine di acciaio adoperate per il saggio. Un confronto dei campioni 1 e 2 della medesima composizione mostra che il cam~ pione 2 ? inferiore per tenacit? nel metallo di base e nella zona di saldatura poich? la sua temperatura di riscaldamento ? elevata. The steel strips used for the test will now be re-examined. A comparison of samples 1 and 2 of the same composition shows that sample 2 is inferior in toughness in the base metal and in the weld zone because its heating temperature is high.

I campioni 3 e 4 sono della medesima composizio ne ma il campione 4 ? inferiore per tenacit? nel me tallo di base poich? la sua temperatura di finitura ? bassa. In particolare il campione 4 ? di tenacit? notevolmente bassa nella direzione dello spessore. Samples 3 and 4 are of the same composition, but Sample 4 is inferior in toughness in the base metal because its finishing temperature is low. In particular, Sample 4 is of significantly low toughness in the through-thickness direction.

I campioni 5 e 6 sono sostanzialmente della medesima composizione, ma il campione 6 ? inferiore al campione 5 per tenacit? nel metallo di base e nella zona,di saldatura,poich? ad esso non.? aggiun to Ti, nonostante il fatto che le al,tre condizioni di produzione siano eguali. Samples 5 and 6 are substantially of the same composition, but Sample 6 is inferior to Sample 5 in toughness in the base metal and in the weld zone, since no Ti is added to it, despite the fact that the other manufacturing conditions are the same.

I campioni 7 ed 3 sono della medesima composizio^ ne,ma il campione S ? inferiore al campione 7 per fre nacit? nel metallo di base a causa del basso regime di riduzione per laminazione ad una temperatura al di sotto di 850?C, Samples 7 and 3 are of the same composition, but sample S is inferior to sample 7 in strength in the base metal due to the low rate of reduction on rolling at a temperature below 850°C,

I campioni 9 e 10 sono della medesima composizi? ne,ma il campione 10 ? inferiore al campione 9 a causa del basso regime di riduzione nella laminazione ad una temperatura al di sotto di 850?C. Il campione 9 viene sottoposto a trattamento termico dopo la lamina a Samples 9 and 10 are of the same composition, but sample 10 is inferior to sample 9 due to the low reduction rate in rolling at a temperature below 850°C. Sample 9 is heat treated after rolling at

zione riscaldando/600?C per 20 minuti e poi raffreddar, do all'aria. Il campione 9 ha una buona tenacit? nel metallo di base e nella,zona di saldatura e ci? indi, ca che le propriet? dell'acciaio secondo l?invenzione non vengono pregiudicate da un tale trattamento a caldo. heating at 600°C for 20 minutes and then cooling in air. Sample 9 has good toughness in the base metal and in the weld area, which indicates that the properties of the steel according to the invention are not adversely affected by such heat treatment.

I campioni 11 e 12 sono della medesima composizione, ma il campione 12 e inferiore al campione 11 per tenacit? nel metallo di base a causa della sua bassa temperatura di finitura nella laminazione. In particolare la sua tenacit? nella direzione dello spessore ? estremamente bassa. Samples 11 and 12 are of the same composition, but Sample 12 is inferior to Sample 11 in toughness in the base metal due to its low finishing temperature in the rolling process. In particular, its toughness in the through-thickness direction is extremely low.

I campioni 13 e 14-sono della medesima composizione ,ma il campione 14-? inferiore al campione 13 Samples 13 and 14 are of the same composition, but sample 14 is lower than sample 13.

Claims

1. A method for producing rolled steel of low anisotropy and having high toughness in both the base metal and the heated zone of a welded portion, which method comprises the steps of forming by continuous casting a steel slab not more than 500 mm thick, consisting essentially, in each case by weight, of 0.01-0.15% C, not more than 0.6% Si, 0.8-2.0% Mn, 0.01-0.08% Al, not more than 0.008% S, 0.003-0.025% Ti, 0.001-0.007% N, the remainder being Fe and incidental impurities; heating the slab to a temperature of between 950 and 1050°C; and roll the heated steel stock to a condition such that a reduction rate of at least 4-0% is applied to the steel at a temperature not exceeding 850?C, and the finishing rolling temperature is maintained between Ar^ .+ 10?C and 800?C.

2. A method for producing rolled steel of low anisotropy and having high toughness in both the base metal and the heat-affected zone of a welded portion, which method comprises the steps of: forming by continuous casting a steel slab not more than 300 mm thick, consisting essentially, each time by weight, of 0.01-0.15% of 0, not more than 0.6% of Si,

0.8-2.0% Mn, 0.01-0.08% Al, not more than 0.008% Si 0.008-0.025% Ti, 0.001-0.007% N? at least one element selected from the group consisting of not more than 0.08% Kb, not more than 0.10% V, not more than

2.0% Ni, not more than 1.0% Cu, not more than 1.0% Cr, not more than 0.4% Mo, and the remainder being F? and incidental impurities. Heat the steel slab to a temperature between 950 and 1050°C; and roll the heated steel slab under a condition that a reduction rate of at least 40% is applied to the steel at a temperature not exceeding 850°C, and the finishing rolling temperature is maintained between 10°C and 800°C.

3 Method for producing rolled steel with low anisotropy and high toughness?

both in the base metal and in the heat-affected zone of a welded portion, which method

*

comprises the operations of: forming by continuous casting a steel slab not more than 300 mm thick, consisting essentially, in each case by weight, of 0.01-0.15% C, not more than 0.6% Si, 0.8-2.0% fin, 0.01-0.08% Al, not more than 0.008% S, 0.008-0.025% Ti, 0.001-0.007% N, 0.0005-0.005^ 1 Ca, the remainder being F? and accidental impurities; heating the steel slab to a temperature between 950 and 1050°C; and rolling the heated steel slab in ima conditions. such that a reduction rate of at least 40% is applied to the steel at a temperature not exceeding 850?C and the finishing temperature of the rolling is maintained between 10?C and 800?C.

4. A method for producing rolled steel of low anisotropy and having high toughness in both the base metal and the heat-affected region of a weld portion, which method comprises the steps of: forming by continuous casting a steel slab not more than 300 mm thick, consisting essentially, in each case by weight, of 0.01-0.15% C, not more than 0.6% Si, 0.8-2.0% Ma, 0.01-0.08% Al, not more than 0.008% S, 0.008-0.025% Ti, 0.001-0.007% K, 0.???^?,??^? of Ca, at least one element selected from the group consisting of not more than 0.08% Nb, not more than 0.1% V, not more than 0.008% Nb ... of 2.0% Ni, not more than 1.0% Cu, not more than 1.0% Cr, not more than 0.4% Ni, the remainder being Re and incidental impurities; heating the slab to a temperature between 950 and 1050°C; and rolling the heated steel slab to a condition such that a reduction rate of at least 40% is applied to the steel at a temperature not exceeding 850°C, and the finishing rolling temperature is maintained between