Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей

Способ получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей

Реферат

 

Изобретение относится к получению сверхвысокопрочной стали для изготовления трубопроводов. Сталь содержит железо и следующие элементы: углерод, кремний, марганец, медь, никель, ниобий, ванадий, молибден, хром, титан, алюминий, кальций, редкоземельные металлы и магний. Стальной сляб нагревают до температуры, достаточной для растворения, по существу, всех карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия. Обжимают сляб для формирования стального листа за один или несколько проходов горячей прокатки в диапазоне температур, в котором происходит рекристаллизация аустенита. Дополнительно обжимают стальной лист за один или несколько проходов горячей прокатки в диапазоне температур, находящимся ниже первого диапазона температур и выше температуры, при которой начинается превращение аустенита в феррит во время охлаждения. Проводят закалку стального листа. Прекращают закалку, и лист охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды. В микроструктуре стали доминируют мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси. Сталь имеет предел прочности при растяжении, по меньшей мере, 900 МПа и вязкость, достаточную для работы трубопроводов в условиях низких температур. 2 с. и 18 з.п. ф-лы, 10 ил., 2 табл.

Изобретение относится к способу получения сверхвысокопрочных свариваемых сталей с высокой вязкостью и получения из них листа, из которого в свою очередь изготавливают трубопровод. Более конкретно, это изобретение относится к сверхвысокопрочным, обладающим высокой вязкостью, свариваемым низколегированным сталям для трубопроводных труб, у которых потери предела прочности в зоне термического влияния (ЗТВ) минимизированы относительно остальной части трубопровода, и к способу получения стального листа, который является предшественником трубопровода.

ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ Известно, что трубопровод с наивысшим пределом текучести в промышленной эксплуатации обладает пределом текучести примерно 550 МПа (80 килофунтов-сил на квадратный дюйм (кфн-с/кв.д)). Промышленно изготавливается сталь для трубопроводов, имеющая более высокий предел прочности, в частности до примерно 690 МПа (100 кфн-с/кв.д), но, по сведениям авторов изобретения, она не нашла промышленного применения для изготовления трубопроводной трубы. Кроме того, как описали Ку (Коо) и Лутон (Luton) в патентах США 5545269, 5545270 и 5531842, обнаружено, что практически выгодно получать сверхвысокопрочные стали, имеющие пределы текучести, по меньшей мере, примерно 830 МПа (120 кфн-с/кв. д)) и пределы прочности при растяжении, по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 кфн-с/кв.д), в качестве предшественников трубопроводной трубы. Пределы прочности сталей, описанных Ку и Лутоном в патенте США 5545269, достигаются за счет баланса между химическим составом стали и способами обработки, вследствие чего получается, по существу, однородная микроструктура, которая содержит первичные мелкозернистые мартенсит и бейнит отпуска, которые подвергают вторичному упрочнению выделениями -меди и некоторых карбидов или нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена.

В патенте США 5545269 Ку и Лутон описывают способ получения высокопрочной стали, при котором сталь закаливают от конечной температуры горячей прокатки до температуры, не превышающей 400^oС (752^oF), со скоростью, по меньшей мере, 20^oС в секунду (36^oF в секунду), предпочтительно - примерно 30^oС в секунду (54^oF в секунду), для получения микроструктур первичных мартенсита и бейнита. Кроме того, для достижения требуемой микроструктуры и свойств согласно изобретению, сделанному Ку и Лутоном, необходимо подвергать стальной лист процедуре вторичного упрочнения посредством дополнительного технологического этапа, предусматривающего отпуск листа, охлаждаемого в воде, при температуре, не превышающей точку Ac₁ фазового превращения, т.е. температуру, при которой начинает образовываться аустенит во время нагревания, в течение периода времени, достаточного для того, чтобы вызвать выделение -меди и некоторых карбидов или нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Дополнительный технологический этап отпуска после закалки значительно увеличивает стоимость стального листа. Поэтому желательно разработать новые технологические методологии для стали, которые обходятся без этапа отпуска, но по-прежнему обеспечивают желаемые механические свойства. Кроме того, этап отпуска, хоть и является необходимым для вторичного упрочнения, требующегося для получения желаемых микроструктур и свойств, также приводит к отношению предела текучести к пределу прочности при растяжении, превышающему 0,93. С точки зрения предпочтительной конструкции трубопровода желательно сохранять отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении ниже, чем примерно 0,93, одновременно поддерживая высокие предел текучести и предел прочности при растяжении.

Существует потребность в трубопроводах с более высокими пределами прочности, чем поставляемые в настоящее время, для транспортировки сырой нефти и природного газа на большие расстояния. Эта потребность вызвана необходимостью (i) увеличить эффективность транспортировки путем использования более высоких давлений газа и (ii) уменьшить затраты на материалы и прокладку путем уменьшения толщины стенок и внешнего диаметра. В результате увеличился спрос на трубопроводные трубы, более прочные, чем существующие в настоящее время.

Следовательно, задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы разработать составы стали и варианты обработки для получения дешевого листа низколегированной сверхвысокопрочной стали и изготавливаемой из него трубопроводной трубы с получением свойств высокого предела прочности без необходимости проведения этапа отпуска для достижения вторичного упрочнения. Кроме того, другая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы разработать лист высокопрочной стали для конструкции трубопроводной трубы, в котором отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении ниже, чем примерно 0,93.

Проблема, связанная с большинством высокопрочных сталей, т.е. сталей, имеющих пределы текучести, превышающие примерно 550 МПа (80 кфн-с/кв.д), заключается в разупрочнении (смягчении) ЗТВ после сварки. ЗТВ может подвергаться локальному фазовому преобразованию или отжигу во время термических циклов, обуславливаемых сваркой, что приводит к значительному, т.е. составляющему до 15 процентов и более, разупрочнению (смягчению) ЗТВ по сравнению с основным металлом. Хотя получены сверхвысокопрочные стали с пределами текучести 830 МПа (120 кфн-с/кв.д) или более, эти стали, как правило, страдают недостатком вязкости, необходимой для трубопроводной трубы, потому что такие материалы имеют относительно высокий Pcm (хорошо известный технический термин, используемый для выражения свариваемости), как правило, превышающий примерно 0,35.

Следовательно, еще одна задача этого изобретения состоит в том, чтобы разработать лист низколегированной сверхвысокопрочной стали, являющийся предшественником трубопровода, имеющий предел текучести, по меньшей мере, примерно 690 МПа (100 кфн-с/кв.д), прочность при растяжении, по меньшей мере, примерно, 900 МПа, (130 кфн-с/кв.д) и достаточную вязкость для приложений при низких температурах, т.е. ниже примерно -40^oС (-40^oF), с одновременным поддержанием соответствующего качества продукта и минимизацией потерь предела прочности в ЗТВ во время термического цикла, обуславливаемого сваркой.

Дополнительная задача этого изобретения состоит в том, чтобы разработать сверхвысокопрочную сталь с вязкостью и свариваемостью, достаточными для трубопровода, и имеющую Pcm меньше, чем примерно 0,35. Хотя и Рсm, и Ceq (углеродный эквивалент), другой хорошо известный промышленный термин, употребляемый для выражения свариваемости, широко употребляются в контексте свариваемости, они также отражают закаливаемость стали, так как ими руководствуются при оценке предрасположенности стали к получению твердых микроструктур в основном металле. В том смысле, в каком он употребляется в этом описании, Рсm определяется следующим образом: Pcm=мас.% С+(мас.% Si)/30+(мас. % Мn+мас.% Сu+маc. % Сr)/20+(мас.% Ni)/60+(мас.% Мо)/15+(мас.% V)/10+5(мас. % В); a Ceq определяется следующим образом: Ceq=мас.% С+(маc. % Мn)/6+(мас.% Сr+маc. % Мn+маc. % V)/5+(мас.% Сu+мас.% Ni)/15.

КРАТКОЕ ИЗЛОЖЕНИЕ СУЩНОСТИ ИЗОБРЕТЕНИЯ Как описано в патенте США 5545269, обнаружено, что в описываемых там условиях этап закалки в воде до температуры, не превышающей 400^oС (752^oF) (предпочтительно до температуры окружающей среды), с последующей окончательной прокаткой сверхвысокопрочных сталей нельзя заменять охлаждением на воздухе, поскольку в таких условиях охлаждение на воздухе может вызвать превращение аустенита в агрегаты феррита и/или перлита, что приводит к потере предела прочности сталей.

Также установлено, что прекращение охлаждения таких сталей в воде при температурах, превышающих 400^oС (752^oF), может вызвать неудовлетворительное упрочнение при фазовом превращении во время охлаждения, тем самым снижая прочность сталей.

В стальных листах, полученных способом, описанным в патенте США 5545269, применяют отпуск после охлаждения в воде, например, путем повторного нагрева до температур в диапазоне от примерно 400^oС до примерно 700^oС (752^oF-1292^oF) в течение предварительно определенных интервалов времени для получения равномерного упрочнения по всему стальному листу и повышения вязкости стали. Хорошо известным испытанием для измерения вязкости сталей является ударное испытание образцов с V-образным надрезом по Шарпи. Одним из измерений, которое можно получить, применяя ударное испытание образцов с V-образным надрезом по Шарпи, является энергия, поглощаемая при разрушении стального образца (энергия удара) при заданной температуре, например энергия удара при -40^oС (-40^oF), (vE_-40).

Вследствие разработок, описанных в патенте США 5545269, сделано открытие, что можно получить сверхвысокопрочную сталь с высокой вязкостью без необходимости дорогостоящего этапа окончательного отпуска. Обнаружено, что этого результата можно достичь путем прерывания закалки в конкретном температурном диапазоне, зависящем от химического состава стали, после чего микроструктура, содержащая в качестве доминирующих компонентов мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси, создается при температуре прерываемого охлаждения или после последующего охлаждения на воздухе до температуры окружающей среды. Также сделано открытие, что эта новая последовательность этапов обработки обеспечивает удивительный и неожиданный результат в виде листов стали с еще более высокими пределом прочности и вязкостью, чем достигнутые ранее.

В соответствии с вышеизложенными задачами данного изобретения разработана методология обработки, называемая здесь прерываемой закалкой с цементационного нагрева (ПЗЦН), при которой лист низколегированной стали желаемого химического состава быстро охлаждают в конце горячей прокатки путем закалки с помощью подходящей текучей среды, например воды, до температуры прекращения закалки (ТПЗ) с последующим охлаждением на воздухе до температуры окружающей среды для получения микроструктуры, содержащей в качестве доминирующих компонентов мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси. В том смысле, в каком он употребляется в описании данного изобретения, термин "закалка" относится к ускоренному охлаждению любыми средствами, вследствие чего используется текучая среда, выбираемая по ее склонности увеличивать скорость охлаждения стали, в противоположность охлаждению стали на воздухе до температуры окружающей среды.

Данное изобретение обеспечивает стали, обладающие способностью выдерживать режим скорости охлаждения и параметры ТПЗ, способствующие обеспечению упрочнения, для конкретного процесса закалки, называемого ПЗЦН, с последующей фазой охлаждения на воздухе для получения микроструктуры, содержащей в качестве доминирующих компонентов мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси, в готовом листе.

В данной области техники хорошо известно, что добавки малых количеств бора, составляющих порядка 5-20 частей на миллион частей состава (5-20 ч/млн), могут иметь значительное влияние на закаливаемость низкоуглеродистых низколегированных сталей. Поэтому добавки бора в сталь эффективно использовали в прошлом для получения твердых фаз, например, мартенсита в низколегированных сталях с низколегированным химическим составом, т.е. низким углеродным эквивалентом, для дешевых высокопрочных сталей с превосходной вязкостью. Однако обеспечить соответствующее регулирование желаемых небольших добавок бора непросто. Для этого необходимо технически усовершенствованное сталеплавильное оборудование и "ноу-хау". Данное изобретение обеспечивает диапазон химических составов стали с добавками и без добавок бора, которую можно обрабатывать по методологии ПЗЦН для получения желаемых микроструктур и свойств.

В соответствии с этим изобретением достигается баланс между химическим составом стали и способом обработки, в результате чего обеспечивается изготовление листов высокопрочной стали, имеющих предел текучести, по меньшей мере, примерно 690 МПа (100 кфн-с/кв.д), более предпочтительно - по меньшей мере, примерно 760 МПа (110 кфн-с/кв.д), а еще более предпочтительно - по меньшей мере, примерно 830 МПа (120 кфн-с/кв.д) и предпочтительно отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении меньше, чем примерно 0,93, более предпочтительно - меньше, чем примерно 0,90, а еще более предпочтительно - меньше, чем примерно 0,85, из которой можно получить трубопровод. В этих листах стали, после сварки в приложениях, связанных с трубопроводными трубами, потери предела прочности в ЗТВ меньше, чем примерно 10%, предпочтительно - меньше, чем примерно 5%, относительно предела прочности основной стали. Кроме того, эти листы сверхвысокопрочной низколегированной стали, подходящие для изготовления трубопровода, имеют толщину предпочтительно, по меньшей мере, примерно 10 мм (0,39 дюйма), более предпочтительно - по меньшей мере, примерно 15 мм (0,59 дюйма), а еще более предпочтительно - по меньшей мере, примерно 20 мм (0,79 дюйма). Далее, эти листы сверхвысокопрочной низколегированной стали либо содержат, либо не содержат добавленный бор, или, в конкретных целях, содержат добавленный бор в количествах от примерно 5 частей на миллион частей состава (5 ч/млн) до примерно 20 частей на миллион частей состава (20 ч/млн), а предпочтительно -от примерно 8 частей на миллион частей состава (8 ч/млн) до примерно 12 частей на миллион частей состава (12 ч/млн). Качество изделий типа трубопроводных труб остается, по существу, удовлетворительным и, как правило, не снижается из-за водородного растрескивания. Предпочтительная готовая сталь имеет, по существу, однородную микроструктуру, предпочтительно содержащую в качестве доминирующих компонентов мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси. Мелкозернистый реечный мартенсит предпочтительно содержит мелкозернистый реечный мартенсит самоотпуска. В том смысле, в каком он употребляется в описании данного изобретения, термин "в качестве доминирующих компонентов" означает, по меньшей мере, 50 объемных процентов. Остальная часть микроструктуры может содержать дополнительный мелкозернистый нижний бейнит, дополнительный мелкозернистый реечный мартенсит, верхний бейнит или феррит. Более предпочтительно, микроструктура содержит, по меньшей мере, от примерно 60 объемных процентов до примерно 80 объемных процентов мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого реечного мартенсита или их смесей. Еще более предпочтительно, микроструктура содержит, по меньшей мере, примерно 90 объемных процентов мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого реечного мартенсита или их смесей.

И нижний бейнит, и реечный мартенсит могут быть дополнительно упрочнены выделениями карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Эти выделения, особенно те, которые содержат ванадий, могут способствовать минимизации разупрочнения (смягчения) ЗТВ, вероятно путем предотвращения сколько-нибудь существенного уменьшения плотности дислокации в областях, нагреваемых до температур не выше точки Ac₁ фазового превращения, или путем упрочнения, вносимого включениями, в областях, нагреваемых до температур выше точки Ас₁ фазового превращения, или обоими путями.

Лист стали, соответствующий этому изобретению, изготавливают путем получения стального сляба обычным образом и, в одном конкретном варианте осуществления, он содержит железо и следующие легирующие элементы, количества которых указаны ниже в маc.%: 0,03-0,10% углерода (С), предпочтительно 0,05-0,09% С; 0-0,6% кремния (Si); 1,6-2,1% марганца (Мn); 0-1,0% меди (Сu); 0-1,0% никеля (Ni), предпочтительно 0,2-1,0% Ni; 0,01-0,10% ниобия (Nb), предпочтительно 0,03-0,06% Nb; 0,01-0,10% ванадия (V), предпочтительно 0,03-0,08% V; 0,3-0,6% молибдена (Мо); 0-1,0% хрома (Сr); 0,005-0,03% титана (Ti), предпочтительно 0,015-0,02% Ti; 0-0,06% алюминия (Аl), предпочтительно 0,001-0,06% Аl; 0-0,006% кальция (Са); 0-0,02% редкоземельных металлов (РЗМ); 0-0,006% магния (Мg), а также отличается тем, что Ceq0,7, и Pcm0,35.

В альтернативном варианте приведенный выше химический состав изменен и включает в себя 0,0005-0,0020 маc. % бора (В), предпочтительно 0,0008-0,0012 мас.% В, а содержание Мо составляет 0,2-0,5 мас.%.

Для по существу не содержащих бор сталей, соответствующих этому изобретению, Ceq предпочтительно больше, чем примерно 0,5, и меньше, чем примерно 0,7. Для борсодержащих сталей Ceq предпочтительно больше, чем примерно 0,3, и меньше, чем примерно 0,7.

Кроме того, в стали предпочтительно минимизированы хорошо известные примеси азота (N), фосфора (Р) и серы (S), хотя некоторое количество N все-таки желательно, как поясняется ниже, для обеспечения частиц нитрида титана, препятствующего росту зерен. Концентрация N предпочтительно составляет от примерно 0,001 до примерно 0,006 мас.%, концентрация серы (S) предпочтительно не превышает примерно 0,005 мас.%, более предпочтительно - не превышает примерно 0,002 мас.%, а концентрация Р не превышает примерно 0,015 мас.%. При этом химическом составе сталь либо, по существу, не содержит бор, так как добавленный бор отсутствует, а концентрация бора предпочтительно меньше, чем примерно 3 части на миллион частей состава (3 ч/млн), более предпочтительно - меньше, чем примерно 1 часть на миллион частей состава (1 ч/млн), либо сталь содержит добавленный бор, как указано выше.

В соответствии с данным изобретением предпочтительный способ получения сверхвысокопрочной стали, имеющей микроструктуру, содержащую в качестве доминирующих компонентов мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси, заключается в том, что нагревают стальной сляб до температуры повторного нагрева, достаточной для того, чтобы растворить, по существу, все карбиды и карбонитриды ванадия и ниобия, обжимают стальной сляб для формирования листа за один или несколько проходов горячей прокатки в первом диапазоне температур, в котором рекристаллизуется аустенит, дополнительно обжимают лист за один или несколько проходов горячей прокатки во втором диапазоне температур ниже примерно температуры Т_нр, т.е. температуры, ниже которой аустенит не рекристаллизуется, и выше точки Аr₃ фазового превращения, т.е. температуры, при которой аустенит начинает превращаться в феррит во время охлаждения, проводят закалку готового прокатанного листа до температуры, по меньшей мере, такой же низкой, как точка Аr₁ фазового превращения, т.е. температура, при которой завершается превращение аустенита в феррит или в феррит плюс цементит во время охлаждения, предпочтительно - до температуры между примерно 550^oС и примерно 150^oС (1022^oF-302^oF), а более предпочтительно до температуры между примерно 500^oС и примерно 150^oС (932^oF-302^oF), прекращают закалку и проводят охлаждение закаленного листа на воздухе до температуры окружающей среды.

Температура Т_нр, точка Аr₃ фазового превращения и точка Аc₁ фазового превращения зависят каждая от химического состава стального сляба и легко определяются экспериментальным или расчетным путем с использованием подходящих моделей.

Сверхвысокопрочная низколегированная сталь, соответствующая первому предпочтительному конкретному варианту осуществления изобретения, обладает пределом прочности при растяжении, предпочтительно составляющим, по меньшей мере, 900 МПа (130 кфн-с/кв.д), более предпочтительно - по меньшей мере, 930 МПа (135 кфн-с/кв. д), имеет микроструктуру, содержащую в качестве доминирующих компонентов мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси, а также содержит мелкие выделения цементита и, необязательно, еще более мелкодисперсные выделения карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Мелкозернистый реечный мартенсит предпочтительно содержит мелкозернистый реечный мартенсит самоотпуска.

Сверхвысокопрочная низколегированная сталь, соответствующая второму предпочтительному конкретному варианту осуществления изобретения, обладает пределом прочности при растяжении, предпочтительно составляющим, по меньшей мере, 900 МПа (130 кфн-с/кв.д), более предпочтительно - по меньшей мере, 930 МПа (135 кфн-с/кв.д), и имеет микроструктуру, содержащую мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси, а также содержит бор и мелкие выделения цементита и, необязательно, еще более мелкодисперсные выделения карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Мелкозернистый реечный мартенсит предпочтительно содержит мелкозернистый реечный мартенсит самоотпуска.

ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ Фиг. 1 представляет условное изображения этапов обработки, соответствующих данному изобретению, со схемой различных компонентов микроструктуры, связанных с конкретными сочетаниями истекшего технологического времени и температуры.

Фиг. 2А и фиг.2В изображают, соответственно, микроснимки, полученные при светлопольном и темнопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающие микроструктуру доминирующего реечного мартенсита самоотпуска в стали, подвергнутой обработке с температурой прекращения закалки примерно 295^oС (563^oF), при этом на фиг.2В видны отчетливые выделения цементита среди реек мартенсита.

Фиг. 3 изображает микроснимок, полученный при светлопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающий микроструктуру доминирующего нижнего бейнита в стали, обработанной при температуре прекращения закалки примерно 385^oС (725^oF).

Фиг. 4А и фиг.4В изображают, соответственно, микроснимки, полученные при светлопольном и темнопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, стали, обработанной при температуре прекращения закалки примерно 385^oС (725^oF), при этом на фиг.4А видна микроструктура, содержащая в качестве доминирующего компонента нижний бейнит, а на фиг.4В видно присутствие частиц карбидов Мо, V и Nb, имеющих диаметры меньше, чем примерно 10 нм.

Фиг. 5 изображает комплексную диаграмму, включающую в себя график и микроснимки, полученные с помощью просвечивающего электронного микроскопа, иллюстрирующие влияние температуры прекращения закалки на относительные значения вязкости и предела прочности при растяжении для конкретных химических составов борсодержащих сталей, обозначенных в приведенной здесь таблице II буквами "Н" и "1" (кружки), и низколегированной борсодержащей стали, обозначенной в приведенной здесь таблице II буквой "G" (квадратики), причем все эти стали соответствуют данному изобретению. Энергия удара по Шарпи при -40^oС (-40^oF), (vE_-40), в джоулях, отложена по ординате, предел прочности, в МПа, отложен по абсциссе.

Фиг. 6 изображает график, иллюстрирующий влияние температуры прекращения закалки на относительные значения вязкости и предела прочности при растяжении для конкретных химических составов борсодержащих сталей, обозначенных в приведенной здесь таблице II буквами "Н" и "l" (кружки), и стали, по существу не содержащей бор, обозначенной в приведенной здесь таблице II буквой "D" (квадратики), причем все эти стали соответствуют данному изобретению. Энергия удара по Шарпи при -40^oС (-40^oF), (vE_-40), в джоулях, отложена по ординате, предел прочности, в МПа, отложен по абсциссе.

Фиг. 7 изображает микроснимок, полученный при светлопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающий микроструктуру дислокационного реечного мартенсита в образце стали "D" (согласно приведенной здесь таблице II), подвергнутой ПЗЦН-обработке с температурой прекращения закалки примерно 380^oС (716^oF).

Фиг. 8 изображает микроснимок, полученный при светлопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающий микроструктуру, содержащую в качестве доминирующего компонента нижний бейнит, в образце стали "D" (согласно приведенной здесь таблице II), которая подвергнута ПЗЦН-обработке с температурой прекращения закалки примерно 428^oС (802^oF). Среди реек бейнита можно увидеть ориентированные в одном направлении пластинки цементита, которые являются характеристикой нижнего бейнита.

Фиг. 9 изображает микроснимок, полученный при светлопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающий верхний бейнит в образце стали "D" (согласно приведенной здесь таблице II), подвергнутой ПЗЦН-обработке с температурой прекращения закалки примерно 461^oС (862^oF).

Фиг.10А изображает микроснимок, полученный при светлопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающий область мартенсита (центр), окруженную ферритом, в образце стали "D" (согласно приведенной здесь таблице II), подвергнутой ПЗЦН-обработке с температурой прекращения закалки примерно 534^oС (993^oF). Можно увидеть мелкие карбидные выделения в феррите в области, примыкающей к границе феррита и мартенсита.

Фиг.10В изображает микроснимок, полученный при светлопольном освещении с помощью просвечивающего электронного микроскопа, показывающий высокоуглеродистый двойникованный мартенсит в образце стали "D" (согласно приведенной здесь таблице II), подвергнутой ПЗЦН-обработке с температурой прекращения закалки примерно 534^oС (993^oF).

Хотя изобретение будет описано в связи с предпочтительными конкретными вариантами его осуществления, станет ясно, что изобретение ими не ограничивается. Наоборот, следует считать изобретение охватывающим все варианты, модификации и эквиваленты, которые могут быть заключены в рамках объема притязаний изобретения, определяемого прилагаемой формулой изобретения.

ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ В соответствии с одним аспектом данного изобретения стальной сляб обрабатывают следующим образом: нагревают сляб, по существу, равномерно до температуры, достаточной для растворения, по существу, всех карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия, предпочтительно в диапазоне от примерно 1000^oС до примерно 1250^oС (1832^oF-2282^oF), а более предпочтительно - в диапазоне от примерно 1050^oС до примерно 1150^oС (1922^oF-2102^oF), проводят первую горячую прокатку сляба с обеспечением предпочтительно от примерно 20-процентного до примерно 60-процентного обжатия (по толщине) для формования сляба за один или несколько проходов в первом диапазоне температур, в котором рекристаллизуется аустенит, проводят вторую горячую прокатку с обеспечением от примерно 40-процентного до примерно 80-процентного обжатия (по толщине) за один или несколько проходов во втором диапазоне температур, который несколько ниже, чем первый диапазон температур, и в котором аустенит не рекристаллизуется, и выше примерно точки Аr₃ фазового превращения, упрочняют лист путем закалки прокатанного листа со скоростью, по меньшей мере, примерно 10^oС в секунду (18^oF в секунду), предпочтительно - по меньшей мере, 20^oС в секунду (36^oF в секунду), более предпочтительно - по меньшей мере, примерно 30^oС в секунду (54^oF в секунду), еще более предпочтительно - примерно 35^oС в секунду (63^oF в секунду), от температуры не ниже, чем точка Аr₃ фазового превращения, до температуры прекращения закалки (ТПЗ), по меньшей мере, такой же низкой, как точка Аr₃ фазового превращения, предпочтительно в диапазоне от примерно 550^oС до примерно 150^oС (1022^oF-302^oF), а более предпочтительно - в диапазоне от примерно 500^oС до примерно 150^oС (932^oF-302^oF), и прекращают закалку, и подвергают стальной лист охлаждению на воздухе до температуры окружающей среды, чтобы облегчить завершение фазового превращения стали с образованием, в качестве доминирующих компонентов, мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого реечного мартенсита или их смесей. Как очевидно для специалистов в данной области техники, в том смысле, в каком он употребляется здесь, термин "процентное обжатие по толщине (процентное уменьшение толщины)" относится к процентному обжатию по толщине (процентному уменьшению толщины) стального сляба или листа, указываемому перед упоминанием термина "обжатие". Только в целях пояснения, а не ограничения этого изобретения, отметим, что стальной сляб толщиной примерно 25,4 см (10 дюймов) можно обжимать примерно на 50% (50-процентное обжатие) в первом диапазоне температур до толщины примерно 12,7 см (5 дюймов), а затем обжимать примерно на 80% (80-процентное обжатие) во втором диапазоне температур до толщины примерно 2,5 см (1 дюйм).

Например, обращаясь к фиг. 1, можно отметить, что лист стали, обработанный в соответствии с этим изобретением, подвергают регулируемой прокатке 10 в указанных диапазонах температур (как более подробно описано ниже), затем сталь подвергают закалке 12 от точки 14 начала закалки до температуры 16 прекращения закалки (ТПЗ). После прекращения закалки сталь подвергают охлаждению 18 на воздухе до температуры окружающей среды для облегчения фазового превращения стали с образованием в качестве доминирующих компонентов мелкозернистого нижнего бейнита (в области 20 нижнего бейнита), мелкозернистого реечного мартенсита (в области 22 мартенсита) или их смесей. При этом обходят область 24 верхнего бейнита и область 26 феррита.

Сверхвысокопрочные стали обязательно должны обладать рядом свойств, и эти свойства получаются за счет сочетания легирующих элементов и термомеханических обработок; как правило, небольшие изменения в химическом составе стали могут привести к большим изменениям в характеристиках продукта. Роль различных легирующих элементов и предпочтительные пределы их концентраций для данного изобретения описаны ниже.

Углерод обеспечивает упрочнение матрицы в сталях и сварных швах, какой бы ни была микроструктура, а также обеспечивает упрочнение за счет выделений, главным образом, за счет образования мелких карбидов железа (цементита), карбонитридов ниобия [Nb(C, N)], карбонитридов ванадия [V(C, N)] и частиц или выделений Мо₂С (форма карбида молибдена), если они достаточно мелкие и многочисленные. Кроме того, выделение Nb(C, N) во время горячей прокатки, как правило, служит для замедления рекристаллизации аустенита и предотвращения роста зерен, обеспечивая таким образом средство уменьшения размеров зерен аустенита и приводя к повышению как предела текучести, так и предела прочности при растяжении и вязкости при низких температурах (например, энергии удара при испытании по Шарпи). Углерод также повышает закаливаемость, т. е. способность к образованию более твердых и более прочных микроструктур в стали во время охлаждения. Как правило, если содержание углерода меньше, чем примерно 0,03 мас.%, эти упрочняющие эффекты не достигаются. Если содержание углерода больше, чем примерно 0,10 мас.%, сталь, как правило, подвержена образованию холодных трещин после сварки при монтаже и снижению вязкости в листе стали и в ЗТВ ее сварного шва.

Марганец важен для получения микроструктур, необходимых в соответствии с настоящим изобретением, которые содержат мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый реечный мартенсит или их смеси и которые обеспечивают приемлемый баланс между пределом прочности и вязкостью при низких температурах. С этой целью устанавливают нижний предел на уровне примерно 1,6 маc. %. Верхний предел устанавливают на уровне примерно 2,1 мас.%, так как содержание марганца свыше примерно 2,1 мас.% способствует ликвации вдоль центральной линии в сталях, полученных способом непрерывного литья, и может также привести к ухудшению вязкости стали. Кроме того, высокое содержание марганца сказывается в исключительном повышении закаливаемости стали и тем самым уменьшает свариваемость при монтаже за счет снижения вязкости зоны термического влияния сварных швов.

Кремний добавляют для раскисления и повышения предела прочности. Верхний предел устанавливают на уровне примерно 0,6 маc.%, чтобы избежать значительного ухудшения свариваемости при монтаже и вязкости зоны термического влияния (ЗТВ), которое может быть результатом избыточного содержания кремния. Кремний не всегда необходим для раскисления, поскольку ту же функцию могут выполнять алюминий или титан.

Ниобий добавляют, чтобы способствовать уменьшению размера зерен микроструктуры стали после прокатки, что повышает как прочность, так и вязкость. Выделение карбонитридов ниобия во время горячей прокатки служит для замедления рекристаллизации и предотвращения роста зерен, обеспечивая таким образом средство уменьшения размеров зерен аустенита. Это также дает дополнительное упрочнение во время окончательного охлаждения за счет образования выделений Nb(C, N). В присутствии молибдена ниобий эффективно улучшает микроструктуру, подавляя рекристаллизацию аустенита во время регулируемой прокатки, и отверждает сталь, обеспечивая дисперсионное твердение и внося вклад в повышение закаливаемости. В присутствии бора ниобий синергически повышает закаливаемость. Для получения таких эффектов, предпочтительно добавляют, по меньшей мере, примерно 0,01 мас.% ниобия. Однако ниобий в количестве, превышающем примерно 0,10 мас.%, как правило, будет негативно сказываться на свариваемости и вязкости ЗТВ, так что предпочтителен максимум, составляющий примерно 0,10 мас.%. Более предпочтительно, добавляют от примерно 0,3 мас.% до примерно 0,06 мас.% ниобия.

Титан образует частицы мелкозернистого нитрида титана и вносит вклад в улучшение микроструктуры, подавляя увеличение размера зерен аустенита во время повторного нагрева сляба. Кроме того, присутствие частиц нитрида титана предотвращает увеличение размера зерен в зонах термического влияния сварных швов. Поэтому титан служит для повышения вязкости при низких температурах как основного металла, так и зон термического влияния. Поскольку титан связывает свободный азот в виде нитрида титана, он предотвращает пагубное влияние азота на закаливаемость из-за образования нитрида бора. Количество титана, добавляемого с этой целью, предпочтительно, по меньшей мере, примерно в 3,4 раза больше количества азота (по массе). Когда содержание алюминия мало (т.е. меньше, чем примерно 0,005 мас.%), титан образует оксид, который служит в качестве зародышей для образования внутризеренного феррита в зоне термического влияния сварных швов и тем самым улучшает микроструктуру в этих областях. Для достижения этих целей предпочтительна добавка титана, по меньшей мере, примерно 0,005 мас. %. Верхний предел устанавливают на уровне примерно 0,03 мас.%, поскольку избыточное содержание титана приводит к укрупнению нитрида титана и дисперсионному твердению, обуславливаемому карбидом титана, причем оба эффекта вызывают ухудшение вязкости при низких температурах.

Медь увеличивает прочность основного метала и ЗТВ сварных швов, однако избыточная добавка меди значительно уменьшает вязкость зоны термического влияния и свар