2205245 - Сталь с высоким сопротивлением на разрыв и способ ее производства

Сталь с высоким сопротивлением на разрыв и способ ее производства

Реферат

Изобретение относится к производству стали для магистральных трубопроводов для транспортировки природного газа, сырой нефти и т.п. Предлагаются сталь с высоким сопротивлением на разрыв, обладающая превосходной ударной вязкостью по всей своей толщине, высоким уровнем свойств в сварных соединениях и имеющая предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа, а также способ изготовления такой стали. Сталь предпочтительно имеет следующий состав, в мас.%: углерод от 0,02 до 0,1; кремний не более чем 0,6; марганец от 0,2 до 1,7; никель от 0,2 до 1,2; ниобий от 0,01 до 0,1; титан от 0,005 до 0,03; алюминий не более чем 0,1; азот от 0,001 до 0,006; медь от 0 до 0,6; хром от 0 до 0,8, молибден от 0 до 0,6; ванадий от 0 до 0,1; бор от 0 до 0,0025; а также кальций от 0 до 0,006. Значение V_s, определяемое по уравнению: V_s= C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10), находится в пределах от 0,15 до 0,42. Р и S в числе прочих примесей содержатся в количестве не более чем 0,015% и соответственно не более чем 0,003%. Размер частиц карбида, содержащихся в стали, составляет не более чем 5 микрон в продольном направлении. 2 с. и 16 з.п. ф-лы, 9 табл.

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ Изобретение относится к стали с высоким сопротивлением на разрыв, обладающей превосходной ударной вязкостью по всей своей толщине, отличными свойствами в сварных соединениях и имеющей предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм). Более конкретно настоящее изобретение касается толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв, предназначенной для строительства магистрального трубопровода для транспортировки природного газа, сырой нефти и тому подобного, а также способа производства толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв.

ПРЕДПОСЫЛКИ СОЗДАНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ В области трубопроводов для транспортировки природного газа и сырой нефти повсеместно наблюдается стремление к снижению транспортных расходов, а предпринимаемые с этой целью меры сосредотачиваются на повышении эффективности транспортировки за счет повышения максимального рабочего давления. Стандартный подход к решению вопроса о повышении максимального рабочего давления связан с увеличением толщины стенок магистрального трубопровода, изготавливаемого из марки стали с низкой прочностью. Однако в связи с увеличением веса конструкции такой способ приводит к снижению производительности выполняемых на строительной площадке сварочных работ, а также к общему снижению экономической эффективности строительства трубопровода. Альтернативный подход к решению данной проблемы состоит в ограничении увеличения толщины стенок за счет повышения прочности материала магистрального трубопровода. Например, Американским нефтяным институтом (АНИ) стандартизирована сталь марки Х80, в связи с чем эта сталь марки Х80 нашла практическое применение. Марка Х80 означает, что предел текучести (ПТ) составляет, по меньшей мере, 551 МПа (80 тыс. фунтов на кв. дюйм).

В свете предполагаемого повышения спроса на сталь, имеющую еще более высокую прочность, предложены были несколько способов производства стали марки X100 или более высокопрочных марок, основанных на технологии производства стали марки Х80. Например, предложены были такая сталь и способ ее производства, в которых прочность и ударная вязкость повышаются благодаря обеспечению дисперсионного твердения с применением Сu и рафинированию микроструктуры (см. выложенную заявку на японский патент 8-104922). Кроме того, предложены также были и другие марки стали такого типа и способы их производства, в которых повышение прочности и ударной вязкости обеспечиваются за счет увеличения содержания Мn и рафинирования микроструктуры (см. заявки на европейские патенты: ЕР 0753596 А1 (WO 96/23083) и ЕР 0757113 А1 (WO 96/23909)).

Однако применение вышеуказанных марок стали и способов их производства сопряжено с возникновением следующих проблем. Первый из указанных выше способов, в котором используется дисперсионное твердение, осуществляемое с применением Сu, позволяет сообщить стали как высокие прочностные свойства, так и отличную свариваемость в полевых условиях, но в связи с присутствием выделений Сu (-Cu фазы), диспергированной в пределах стальной основы, этот способ в большинстве случаев неэффективен с точки зрения сообщения стали достаточно высокой ударной вязкости. Также, когда получаемая по второму из указанных выше способов сталь с высоким сопротивлением на разрыв, которая содержит Мn в количестве свыше 1 мас.%, производится с применением процесса непрерывной разливки (процесса HP), наблюдается тенденция к ухудшению ударной вязкости в центральной зоне по толщине толстолистовой стали, обусловленная сегрегацией по центральной линии. Для стали, которая не может быть произведена с применением процесса непрерывной разливки, т.е. для стали, плоская прокатная заготовка из которой должна изготавливаться посредством разливки стали в изложницы и прокатки в обжимном стане-блюминге, наблюдается тенденция к получению значительно меньшего количества выпускаемой продукции, чем в случае организации производства с применением процесса непрерывной разливки. Сталь, приготовленную с применением процесса разливки ее в изложницы, нежелательно использовать в условиях массового производства, характерных при выпуске труб для магистральных трубопроводов, ввиду расходов, связанных с осуществлением процесса разливки стали в изложницы.

Кроме того, согласно техническим решениям, раскрываемым в патентах США 5545269, 5545270 и 5531842, выданных на имя Ку и Лутона, установлена практическая целесообразность производства обладающих превосходной прочностью марок стали, имеющих предел текучести, по меньшей мере, примерно 830 МПа (120 тыс. фунтов на кв. дюйм) и предел прочности на разрыв, по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), в качестве предшествующего продукта для производства труб магистрального трубопровода. Прочностные свойства марок стали, предложенных Ку и Лутоном в патенте США 5545269, обеспечиваются за счет достижения сбалансированности между химическим составом стали и технологией ее производства, благодаря чему получаемая сталь имеет по существу однородную микроструктуру, которая содержит, в основном, мелкозернистый мартенсит отпуска и бейнит, которые дополнительно упрочнены выделениями -меди и некоторыми карбидами, либо нитридами или карбонитридами ванадия, ниобия и молибдена.

В патенте США 5545269, выданном на имя Ку и Лутона, предложен способ производства высокопрочной стали, при осуществлении которого сталь резко охлаждается с температуры окончания горячей прокатки до температуры, не превышающей 400^oС (752^oF - по температурной шкале Фаренгейта), со скоростью охлаждения, по меньшей мере, 20^oС в секунду (36^oF в секунду), предпочтительно со скоростью примерно 30^oС в секунду (54^oF в секунду) с таким расчетом, чтобы при этом получить, в основном, мартенситную и бейнитную микроструктуру. Кроме того, для получения желательной микроструктуры и соответствующих свойств согласно изобретению Ку и Лутона требуется, чтобы толстолистовая сталь была подвергнута вторичной процедуре упрочнения посредством выполнения дополнительной технологической операции, предусматривающей отпуск охлаждаемой водой толстолистовой стали при температуре, не превышающей точки превращения Ac₁ при нагреве, т.е. температуры, при которой во время нагревания начинает образовываться аустенит, в течение периода времени, достаточного для того, чтобы вызвать выделение -меди и упомянутых некоторых карбидов, либо нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Наличие дополнительной технологической операции отпуска, выполняемой после резкого охлаждения этих марок стали, обеспечивает получение соотношения между пределом текучести и пределом прочности на разрыв, превышающего 0,93. С точки зрения обеспечения предпочтительной конструкции трубопровода желательно было бы, чтобы соотношение между пределом текучести и пределом прочности на разрыв составляло не более чем примерно 0,93 с сохранением при этом высоких значений сопротивления на разрыв.

Одним из способов решения этих проблем является обеспечение высокого содержания никеля в стали. Патентом США 5545263 предусматривается обеспечить наличие никеля в стали в количестве до 2 мас.%. Однако в зависимости от содержания углерода и других легирующих элементов в стали наличие в ее составе высокого содержания никеля, например, в количестве, превышающем примерно 1,5 мас. %, может приводить к ухудшению свариваемости при сварке кольцевым швом, осуществляемой во время строительства трубопровода; кроме того, дополнительное введение никеля приводит к возрастанию расходов на легирование. Таким образом, целью настоящего изобретения является создание стали с высоким сопротивлением на разрыв, обладающей хорошим соотношением между пределом текучести и пределом прочности на разрыв, т.е. составляющим не более чем примерно 0,93, которая может производиться с применением процесса непрерывной разливки и которая отличается своей превосходной ударной вязкостью по всей толщине, отличными свойствами в сварных соединениях и имеет ППР (предел прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), энергию удара при температуре -40^oС (например, vE при -40^oС), превышающую значение примерно в 120 Дж (90 футо-фунтов). Другие цели настоящего изобретения заключаются в создании таких марок стали, обладающих хорошей свариваемостью, которые не дают трещин при сварке и имеют энергию удара при температуре -20^oС (-4^oF) (например, vE при -20^oС) в зоне термического влияния (ЗТВ) или в сварном соединении, превышающую значение примерно в 70 Дж (52 футо-фунта).

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ Предпринимая попытку получить сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющую предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм) и обладающую превосходной ударной вязкостью по всей своей толщине даже в том случае, когда изготавливаемая из нее плоская прокатная заготовка производится с применением процесса непрерывной разливки, авторы настоящего изобретения исследовали целый ряд марок стали, имеющих различный состав, и при этом установили следующее.

Когда сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющая содержание Мn, по меньшей мере, примерно 1 мас.%, производится с применением процесса непрерывной разливки, ограничение значения V_s, определяемого по приведенному ниже уравнению (1), величиной, не достигающей более чем примерно 0,42, позволяет в значительной мере уменьшить сегрегацию около центральной линии. Следовательно, наблюдается существенное повышение ударной вязкости в центральной зоне по толщине стенки. Когда содержание Мn составляет менее чем примерно 1,7 мас. %, отмеченное выше ограничение по V_s становится особенно эффективным.

V_s=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10), (1) где вместо химического обозначения атома каждого элемента подставляется содержание этого элемента (в мас.%).

Возникновение хрупкого излома требует наличия какого-либо дефекта, служащего в качестве центра зарождения хрупкого излома. По мере повышения ППР (предела прочности на разрыв) стали происходит уменьшение критического размера дефекта, требующегося в большинстве случаев для того, чтобы начался хрупкий излом. Карбиды, к примеру, такие как цементит, которые хорошо диспергируются в стали, являются существенно важными для обеспечения упрочнения дисперсными частицами, но они могут при этом считаться и своего рода дефектом с точки зрения хрупкого излома, поскольку они сами очень тверды и хрупки. Соответственно, по этой причине для стали с высоким сопротивлением на разрыв размер частиц карбидов предпочтительно было бы ограничивать определенным уровнем. Начало хрупкого излома определяется скорее максимальным размером частиц карбидов, а не средним их размером. Иными словами, центром зарождения для хрупкого излома служит частица карбида, имеющая максимальный размер. Несмотря на то, что средний размер частиц в какой-то мере связан с максимальным размером частиц карбидов, важно в технических условиях указать максимальный размер частиц карбида с тем, чтобы получить возможность проконтролировать ударную вязкость стали.

Требование относительно указания в технических условиях максимального размера частиц карбидов распространяется не только на центральную зону по толщине толстолистовой стали, но также и на всю остальную часть по толщине толстолистовой стали. Тем не менее, важнее указать в технических условиях эту величину для центральной или же по существу центральной зоны по толщине толстолистовой стали, где проявляется тенденция к концентрацию С, Мn и тому подобных элементов.

Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, обладающую лучшей сбалансированностью между ударной вязкостью и прочностью, можно получить, обеспечив выполнение следующего условия в отношении микроструктуры: смешанная структура мартенсита и бейнита должна составлять, по меньшей мере, 90 об.% всей микроструктуры; нижний бейнит должен составлять, по меньшей мере, 2 об.% этой смешанной структуры; а отношение длины к ширине (согласно приведенному здесь ниже определению) для предшествующего аустенитного зерна должно быть откорректировано таким образом, чтобы составлять, по меньшей мере, 3. Согласно определению, принятому в данном описании изобретения и в прилагаемой к нему формуле изобретения, отношение длины к ширине для аустенитного зерна в нерекристаллизованном состоянии или для предшествующего аустенитного зерна характеризуется следующим образом: отношение длины к ширине = диаметру (длине) вытянутого зерна в направлении прокатки, поделенному на диаметр (ширину) аустенитного зерна, замеряемый в направлении по толщине толстолистовой стали.

Существо настоящего изобретения заключается в создании рассматриваемой ниже стали с высоким сопротивлением на разрыв и рассматриваемого ниже способа производства этой стали.

(1) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющая предел прочности на разрыв, по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм) и имеющая следующий состав, представленный в мас.%: углерод (С) от примерно 0,02 до примерно 0,1; кремний (Si) не более чем примерно 0,6; марганец (Мn) от примерно 0,2 до примерно 2,5; никель (Ni) от примерно 0,2 до примерно 1,2; ниобий (Nb) от примерно 0,01 до примерно 0,1; титан (Ti) от примерно 0,005 до примерно 0,03; алюминий (Аl) не более чем примерно 0,1; азот (N) от примерно 0,001 до примерно 0,006; медь (Сu) от 0 до примерно 0,6; хром (Сr) от 0 до примерно 0,8; молибден (Мо) от 0 до примерно 0,6; ванадий (V) от 0 до примерно 0,1; бор (В) от 0 до примерно 0,0025; а также кальций (Са) от 0 до примерно 0,006; при этом значение V_s, определяемое по приведенному ниже уравнению (1), находится в пределах предпочтительно от примерно 0,15, а более предпочтительно от примерно 0,28 до примерно 0,42; фосфор (Р) и сера (S) в числе прочих примесей содержатся в количестве не более чем примерно 0,015 мас.% и соответственно не более чем примерно 0,003 мас.%, а частицы карбида, содержащиеся в стали, имеют размер не более чем примерно 5 мкм в продольном направлении.

(2) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой микроструктура удовлетворяет следующему условию (а).

(а) Смешанная структура, которая по существу содержит мартенсит и нижний бейнит, которые составляют, по меньшей мере, примерно 90 об.% микроструктуры; нижний бейнит составляет, по меньшей мере, примерно 2 об.% этой смешанной структуры; а отношение длины к ширине для предшествующих аустенитных зерен составляет, по меньшей мере, примерно 3.

(3) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой значение Ceq, определяемое по приведенному ниже уравнению (2), находится в пределах от примерно 0,4 и примерно до 0,7.

Ceq=C(Mn/6)+[(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5], (2) где вместо химического обозначения атома каждого элемента подставляется содержание этого элемента (в мас.%).

(4) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой микроструктура удовлетворяет следующему условию (а), а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,7.

(а) Смешанная структура, которая по существу содержит мартенсит и нижний бейнит, которые составляют, по меньшей мере, примерно 90 об.% микроструктуры; нижний бейнит составляет, по меньшей мере, примерно 2 об.% этой смешанной структуры, а отношение длины к ширине для предшествующего аустенита составляет, по меньшей мере, примерно 3.

(5) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас. %, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, а содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%.

(6) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (2) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 0,4 и примерно до 0,7.

(а) Смешанная структура, которая по существу содержит мартенсит и нижний бейнит, которые занимают, по меньшей мере, примерно 90 об.% микроструктуры; нижний бейнит занимает, по меньшей мере, примерно 2 об.% этой смешанной структуры, а отношение длины к ширине для предшествующего аустенита составляет, по меньшей мере, примерно 3.

(7) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (3) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,53 до примерно 0,7.

(8) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (4) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,53 до примерно 0,7.

(9) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, а содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас.% до примерно 0,0025 мас.%.

(10) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (2) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,1 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас. %, а содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас.% до примерно 0,0025 мас.%.

(11) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (3) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас. % до примерно 0,0025 мас.%, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,58.

(12) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (4) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас. % до примерно 0,0025 мас. %, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,58.

(13) Способ производства толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв, имеющей химический состав, соответствующий приведенному здесь выше в любом из пунктов (1), (2), (3), (4), (5), (6), (7), (8), (9), (10), (11) или (12) описанию, причем указанный способ предусматривает выполнение стадий: нагревания стальной плоской прокатной заготовки до температуры в пределах от примерно 950^oС (1742^oF) до примерно 1250^oС (2282^oF); горячей прокатки этой стальной плоской прокатной заготовки при условии, что совокупная степень обжатия при температуре не выше, чем примерно 950^oС (1742^oF) составляет, по меньшей мере, примерно 25%; завершения горячей прокатки при температуре не ниже, чем температура фазового превращения Аr₃ при охлаждении (т. е. температура, при которой аустенит начинает превращаться в феррит во время охлаждения) или примерно 700^oС (1292^oF), в зависимости от того, какая из них будет выше; а также охлаждения горячекатаной толстолистовой стали с температуры не ниже чем примерно 700^oС (1292^oF) при скорости охлаждения в пределах от примерно 10^oС/сек до примерно 45^oС/сек (от примерно 18^oF в секунду до примерно 81^oF в секунду) при замере ее в центральной зоне или по существу центральной зоне толстолистовой стали до тех пор, пока эта центральная зона или по существу центральная зона не охладится до температуры примерно 450^oС (842^oF) или же до более низкой температуры.

(14) Способ производства толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующий приведенному здесь выше в пункте (13) описанию, причем указанный способ дополнительно предусматривает выполнение стадии отпуска прокатанной толстолистовой стали при температуре не выше, чем примерно 675^oС (1247^oF).

Рассмотренную выше сталь в соответствии с настоящим изобретением предполагается производить, главным образом, с применением процесса непрерывной разливки, но она может также производиться и с применением процесса разливки стали в изложницы. Соответственно, в контексте данного описания изобретения, а также в прилагаемой формуле изобретения может в качестве "стальной плоской прокатной заготовки" фигурировать полученная посредством непрерывной разливки стальная плоская прокатная заготовка или же плоская прокатная заготовка, полученная посредством прокатки слитка в обжимном стане-блюминге.

Рассмотренная выше сталь может содержать не только легирующие компоненты в количествах, предельные значения которых указаны здесь выше, но также и некоторые известные элементы в малых количествах, вводимые в состав стали дополнительно с целью получения соответствующего результата, который обычно наблюдается при наличии в стали таких элементов в малых количествах. Например, для того чтобы проконтролировать форму включений и повысить ударную вязкость в пределах полученной при сварке зоны термического влияния (ЗТВ), в состав стали могут быть введены в малых количествах редкоземельные элементы или же иные, подобные им элементы.

В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения "карбиды" могут наблюдаться при рассматривании экстракционной реплики микроструктуры стали под электронным микроскопом. Применительно к данному описанию изобретения термин "размер в продольном направлении" относится к "наибольшему диаметру" имеющей максимальный размер частицы карбида среди всех частиц карбидов, наблюдаемых при приблизительно 2000-кратном увеличении в поле зрения электронного микроскопа. Применительно к данному описанию изобретения и прилагаемой к нему формуле изобретения понятие "размер частиц карбида" представляет собой среднее значение размера в продольном направлении для имеющих максимальный размер частиц карбидов, наблюдавшихся приблизительно в 10 полях экстракционной реплики при замере с помощью электронного микроскопа при приблизительно 2000-кратном увеличении. Этот размер частиц карбида, или среднее значение для имеющих максимальный размер частиц карбида, или же среднее значение максимального размера в продольном направлении при замере их в каждой из следующих зон: в центральной зоне или по существу центральной зоне по толщине толстолистовой стали, в зоне на глубине 1/4 толщины толстолистовой стали и в поверхностном слое предпочтительно было бы выдержать в рамках упомянутых выше пределов.

Когда вышеупомянутая микроструктура содержит остаточный аустенит в качестве иной структуры, в отличие от мартенсита и нижнего бейнита, процентное содержание остаточного аустенита по объему можно определить при помощи рентгенографии. Помимо мартенсита и нижнего бейнита можно также в вышеупомянутой смешанной структуре различить и другие фазы, например верхний бейнит или перлит, наблюдая металл, протравленный пикралем, в оптический микроскоп. Кроме того, поскольку карбид имеет характерную морфологическую особенность в каждой из этих структур, можно также распознать карбид, наблюдая карбидную экстракционную реплику в электронный микроскоп приблизительно при 2000-кратном увеличении. Когда такое распознавание затруднено при применении вышеупомянутых способов, можно прибегнуть к наблюдению тонкого образца в просвечивающий электронный микроскоп для того, чтобы добиться такого распознавания. В связи с тем, что данный способ предусматривает проведение наблюдения при большом увеличении, достаточно надежный результат может быть получен только при наблюдении целого ряда полей зрения, например около 10 или более того.

Для того чтобы определить процентное содержание нижнего бейнита по объему в смешанной структуре, состоящей из мартенсита и нижнего бейнита, согласно приведенному здесь выше описанию можно провести наблюдение карбидной экстракционной реплики или тонкого образца в электронный микроскоп. В соответствии с другим методом исследования можно применительно к испытываемой стали смоделировать термокинетическую диаграмму при деформации. Такую диаграмму можно получить, используя работающую испытательную машину Формастера, а для отдельных значений скорости охлаждения можно провести точный замер процентного содержания смешанной микроструктуры или нижнего бейнита по объему. Это позволяет с высокой точностью определить микроструктуру в соответствии с действительным рабочим соотношением и скоростью охлаждения стали.

Применительно к данному описанию изобретения и прилагаемой к нему формуле изобретения термин "сталь" относится, главным образом, к листовой стали и, в частности, к толстолистовой стали, но может также относиться и к горячекатаной стали, материалам для стальных поковок и к другим аналогичным материалам.

ОПИСАНИЕ ПРИЛАГАЕМЫХ ТАБЛИЦ ДАННЫХ Преимущества настоящего изобретения очевидны из приведенного ниже подробного описания и прилагаемых таблиц данных.

В таблице 1 приводятся данные по содержанию основных элементов в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 1, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 2 приводятся данные по содержанию элементов, вводимых в состав в необязательном порядке, и загрязняющих элементов, Р и S, в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 1, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 3 приводятся данные по условиям горячей прокатки, охлаждения и отпуска марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 1, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 4 приводятся данные по эксплуатационным качествам марок стали, испытывавшихся при проведении испытания, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 5 приводятся данные по содержанию некоторых элементов в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 6 приводятся данные по содержанию дополнительных элементов в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 7 приводятся данные по условиям горячей прокатки, охлаждения и отпуска марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 8 приводятся данные по микроструктуре марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 9 приводятся данные по эксплуатационным качествам марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

Ниже настоящее изобретение рассматривается в связи с предпочтительными вариантами его осуществления, однако следует понимать, что данное изобретение не ограничивается лишь этими вариантами. Наоборот, настоящее изобретение следует рассматривать как охватывающее всевозможные альтернативные, видоизмененные и эквивалентные технические решения, которые могут быть предложены в пределах существа, а также объема данного изобретения, определенного в прилагаемой формуле изобретения.

ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ Ниже рассматривается причина, по которой для настоящего изобретения выше указаны соответствующие ограничения. В нижеследующем описании обозначение "%", стоящее после обозначения соответствующего легирующего элемента, относится к "мас.%".

1. Химический состав С: 0,02 - 0,1% Углерод эффективен в отношении повышения прочности различных марок стали. Для того чтобы марки стали согласно настоящему изобретению получили желательную прочность, содержание в них углерода должно быть, по меньшей мере, примерно 0,02%. Однако, если содержание углерода превышает примерно 0,1%, то тогда карбиды могут становиться крупнозернистыми, в результате чего наблюдается ухудшение ударной вязкости стали и повышается склонность ее к образованию холодных трещин при проведении монтажных работ на строительной площадке. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания углерода примерно 0,1%.

Si: не более 0,6%.

Кремний добавляется, главным образом, с целью раскисления. Количество Si, остающегося в стали после раскисления, может составлять в сущности 0%. Однако, если содержание кремния перед раскислением будет составлять по существу 0%, то тогда произойдет увеличение потерь Аl в процессе раскисления. Соответственно, было бы предпочтительно, чтобы содержание кремния было достаточным для обеспечения наличия остаточного Si для расходования его в процессе раскисления. Нижний предел примерно 0,01% Si достаточен для того, чтобы должным образом свести к минимальным потери Аl в процессе раскисления. Другое соображение состоит в том, что если Si будет оставаться в стали после раскисления в количестве, превышающем примерно 0,6%, то тогда могут возникать сложности с обеспечением тонкого рассеяния частиц карбидов во время отпуска, в результате чего наблюдаться будет снижение ударной вязкости стали. Помимо этого, содержание кремния, превышающее примерно 0,6%, может в результате приводить к уменьшению ударной вязкости в ЗТВ (зоне термического влияния) и к ухудшению формуемости. По этой причине определен верхний предел содержания кремния, составляющий примерно 0,6%, а предпочтительно примерно 0,4%.

Мn: 0,2 - 2,5% Марганец является эффективным элементом в отношении повышения прочности различных марок стали в соответствии с настоящим изобретением, поскольку он в значительной мере способствует улучшению прокаливаемости. Если содержание марганца будет составлять менее чем примерно 0,2%, то тогда оказываемое им влияние на прокаливаемость будет слабым. Для марок стали с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующих настоящему изобретению, предпочтительно было бы, чтобы содержание Мn в них составляло, по меньшей мере, примерно 0,2%. Если же содержание марганца превышает примерно 2,5%, то тогда может наблюдаться ускорение сегрегации около центральной линии во время литья, что приводит к уменьшению ударной вязкости. Соответственно, для стали с высоким сопротивлением на разрыв, имеющей ППР (предел прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), предпочтительно было бы, чтобы содержание Мn в ней составляло менее чем примерно 2,5% или же в крайнем случае равнялось этой величине. Кроме того, если содержание марганца будет ограничиваться величиной менее чем примерно 1,7%, то тогда будет наблюдаться уменьшение сегрегации около центральной линии благодаря контролированию значения V_s, как указывается в данном описании. При ограничении содержания Мn величиной менее чем примерно 1,7% обеспечивается эффективное сдерживание замедленного разрушения во время сварки. Кроме того, при этом также сводится к минимуму сегрегация около центральной линии во время непрерывной разливки. Таким образом, при ограничении содержания марганца величиной менее чем примерно 1,7% наблюдается тенденция к обеспечению повышенной ударной вязкости марок стали с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующих настоящему изобретению.

Ni: 0,2 - 1,2%.

Никель эффективен в отношении повышения прочности, обеспечивая при этом также и улучшение ударной вязкости. Особенно эффективен Ni в отношении улучшения способности к прекращению распространения трещины. Кроме того, никель также оказывает такое действие, которое нейтрализует вредные влияния со стороны Сu при ее наличии, которые могут приводить к образованию трещин на поверхности во время горячей прокатки. Соответственно, предпочтительно было бы обеспечить содержание никеля, по меньшей мере, примерно 0,2%. Однако, если содержание никеля будет превышать примерно 1,2%, то тогда может наблюдаться уменьшение ударной вязкости кольцевых швов, выполняемых при соединении между собой труб из марок стали с высоким сопротивлением на разрыв согласно настоящему изобретению во время строительства магистральных трубопроводов. Соответственно, предпочтительно было бы установить верхний предел содержания никеля примерно 1,2%.

Nb: 0,01 - 0,1% Ниобий является эффективным элементом в отношении уменьшения размера зерна аустенита (далее обозначаемого здесь "") во время контролируемой прокатки. С этой целью предпочтительно было бы установить содержание ниобия, по меньшей мере, примерно 0,01%. Однако, если содержание ниобия превышает 0,1%, то тогда может произойти существенное ухудшение свариваемости при проведении сварочных работ на строительной площадке и снижение ударной вязкости. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания ниобия примерно 0,1%.

Ti: 0,005 - 0,03% Титан эффективен в отношении уменьшения размера зерна во время повторного нагрева плоской прокатной заготовки, и поэтому предпочтительно было бы, чтобы этот элемент содержался в количестве не менее чем примерно 0,005%. В присутствии ниобия Ti особенно эффективен в отношении замедления образования трещин на поверхности плоских прокатных заготовок, получаемых в процессе непрерывной разливки. Однако, если содержание титана превышает 0,03%, то тогда возникает тенденция к укрупнению частиц TiN, что может приводить к росту аустенитного зерна. Соответственно, предпочтительно было бы установить верхний предел содержания титана примерно 0,03%, а более предпочтительно примерно 0,018%.

Аl: не более 0,1% Алюминий обычно добавляется в качестве раскислителя. Когда Аl остается в с

Сталь с высоким сопротивлением на разрыв и способ ее производства

Патент 2205245