Низколегированная, практически не содержащая бора сталь

Низколегированная, практически не содержащая бора сталь

Реферат

 

Изобретение относится к металлургии, а именно изысканию сверхпрочной свариваемой толстолистовой стали, которую используют для изготовления трубопроводов. Предложена низколегированная, практически не содержащая бора сталь, имеющая прочность на растяжение по меньшей мере 900 МПа, ударную вязкость, измеренную в испытании образцов с V-надрезом по Шарпи при -40^oC, по меньшей мере 120 Дж и микроструктуру, содержащую преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смесь, образованную из практически нерекристаллизованных зерен аустенита. Сталь содержит компоненты в следующем соотношении, мас. %: углерод 0,03-0,10; марганец 1,6-2,1; ниобий 0,01-0,10; ванадий 0,01-0,1; молибден 0,3-0,6; титан 0,005-0,03; железо - остальное, причем углеродный эквивалент Сэ стали находится в интервале 0,5 Сэ 0,7, а показатель свариваемости Рсм 0,35. Техническим результатом изобретения является повышение прочности стали без проведения отпуска для получения вторичного упрочнения. При этом отношение предела текучести к пределу прочности на растяжение составляет не более 0,93. 13 з.п.ф-лы, 13 ил., 2 табл.

Область техники, к которой относится изобретение.

Это изобретение относится к сверхпрочной свариваемой толстолистовой стали, обладающей превосходной ударной вязкостью, и к изготавливаемым из нее трубопроводам. Более конкретно, это изобретение относится к сверхпрочной свариваемой низколегированной трубопроводной стали с высокой ударной вязкостью, в которой минимизирована потеря прочности в зоне термического воздействия (ЗТВ), относительно остального трубопровода, и к способу получения толстолистовой стали, из которой производят трубопровод.

Настоящее изобретение может быть использовано в производстве трубопроводов и конструкционных сталей.

Уровень техники В следующем ниже описании определены различные термины. Для удобства в описании предоставлен словарь терминов, расположенный непосредственно до формулы изобретения.

В настоящее время при промышленном использовании трубопровода его сталь обладает наибольшим пределом текучести, приблизительно 550 МПа. В промышленности имеются трубопроводные стали с повышенным пределом текучести, например приблизительно до 690 МПа, но, насколько известно заявителю, они не используются в промышленном производстве трубопроводов. Более того, как описано в патентах США 5545269, 5545270 и 5531842 (Коу и Лутон), было установлено, что практично производить сверхпрочные марки стали с пределом текучести по меньшей мере приблизительно 830 МПа и пределом прочности на растяжение по меньшей мере приблизительно 900 МПа в качестве исходного материала для трубопроводов. Прочность стали, описанной Коу и Лутоном в патенте США 5545269, достигнута путем компенсации между химией стали и технологией обработки, в результате чего была получена однородная микроструктура, в которую входят, главным образом, мелкозернистый, отпущенный мартенсит и бейнит, которые упрочняются вторично путем осаждения -фазы меди и некоторых карбидов или нитридов, или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена.

В патенте США 5545269 Коу и Лутон описали способ получения высокопрочной стали, в котором сталь закаливают от конечной температуры горячей прокатки до температуры не выше чем 400^oС со скоростью по меньшей мере 20^oС в секунду, предпочтительно приблизительно 30^oС в секунду, чтобы получить в основном микроструктуры мартенсита и бейнита. Более того, для достижения целевых микроструктуры и свойств в изобретении Коу и Лутона требуется, чтобы толстолистовая сталь была подвергнута вторичному процессу упрочнения на дополнительной технологической стадии, включающей отпуск охлажденного водой листа при температуре не выше, чем точка превращения Ac₁, т.е. температуре, при которой в ходе нагревания начинает формироваться аустенит, в течение времени, которое достаточно для того, чтобы вызвать осаждение -фазы меди и некоторых карбидов или нитридов, или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Эта дополнительная технологическая стадия отпуска после закаливания существенно увеличивает затраты на производство стального листа. Поэтому желательно разработать новую методологию переработки стали, в которой обходятся без стадии отжига и в то же время еще достигаются желаемые механические свойства. Кроме того, стадия отпуска, хотя и необходима для требуемого упрочнения с получением целевых микроструктуры и свойств, также приводит к отношению предел текучести/прочность растяжения выше 0,93. С точки зрения предпочтительной конструкции трубопровода желательно поддерживать отношение предел текучести/прочность растяжения ниже 0,93, сохраняя высокий предел текучести и прочность на растяжение.

Существует потребность в трубопроводах с повышенной прочностью по сравнению с существующими в настоящее время для транспорта сырой нефти и природного газа на очень далекие расстояния. Эта потребность обусловлена необходимостью а) увеличения эффективности транспорта посредством применения повышенного давления газа и б) снижения затрат на материалы и прокладку трассы путем уменьшения толщины стенки и внешнего диаметра трубопровода. В результате увеличивается спрос на трубопроводы с повышенной прочностью по сравнению с существующими в настоящее время.

Следовательно, целью настоящего изобретения является разработка композиций стали и альтернативной технологии для получения дешевой низколегированной сверхпрочной толстолистовой стали и производства из нее трубопровода, высокая прочность которой достигается без привлечения стадии отпуска для получения вторичного упрочнения. Кроме того, другой целью настоящего изобретения является разработка высокопрочной толстолистовой стали для трубопровода, которая подходит для конструирования трубопроводов и для которой отношение предел текучести/прочность растяжения составляет ниже чем приблизительно 0,93.

Проблемой, связанной с исключительно прочной сталью, т.е. сталью, имеющей предел текучести больше чем приблизительно 550 МПа, является размягчение в зоне термического воздействия (ЗТВ) после сварки. В этой ЗТВ может произойти локальное фазовое превращение или отжиг в ходе термических циклов, обусловленных сваркой, что приводит к значительному, т.е. приблизительно до 15% или более, размягчению ЗТВ по сравнению с основным металлом. Хотя были получены сверхпрочные стали с пределом текучести 830 МПа или выше, обычно эти стали не обладали ударной вязкостью, необходимой для трубопровода, и не удовлетворяли требованию свариваемости, необходимому для трубопровода, поскольку такие материалы обладают относительно высоким показателем Рсм (хорошо известный технический термин для выражения способности к сварке), который обычно выше чем приблизительно 0,35.

Следовательно, другой целью настоящего изобретения является получение низколегированной сверхпрочной толстолистовой стали в качестве исходного материала для трубопровода, которая имеет предел текучести по меньшей мере приблизительно 690 МПа, прочность на растяжение по меньшей мере приблизительно 900 МПа и достаточную ударную вязкость для применения при низких температурах, т.е. вплоть до -40^oC, и в то же время сохраняет совместимое качество продукта при минимальной потере прочности в ЗТВ в течение термического цикла, вызванного сваркой.

Дополнительной целью настоящего изобретения является получение сверхпрочной стали с ударной вязкостью и свариваемостью, которые необходимы для трубопровода, и имеющей показатель Рсм меньше чем приблизительно 0,35. Хотя оба показателя широко применяются в связи со способностью к сварке, и Рем, и Сэ (углеродный эквивалент, другой хорошо известный технический термин, используемый для определения способности к сварке), также отражают способность стали к закалке, в том, что они обеспечивают руководство относительно склонности стали к образованию твердых микроструктур в основном металле. При использовании в этом описании показатель Рсм определяется таким образом: Рсм = мас.% С + мас.% Si/30 + (мас.% Mn + мас.% Cu + мас.% Cr)/20 + маc.% Ni/60 + мас.% Мо/15 + мac.% V/10 + 5 (мас.% В); а Сэ определяется так: Сэ = мас.% С + мас. % Mn/6 + (мас.% Cr + мас.% Мо + мас.% V)/5 + (мас.% Cu + мас.% Ni)/15.

Сущность изобретения Как описано в патенте США 5545269, было установлено, что при указанных в нем условиях стадию закалки в воде до температуры не выше 400^oС (предпочтительно до температуры окружающей среды) с последующей окончательной прокаткой сверхпрочной стали нельзя заменять охлаждением на воздухе, поскольку при таких условиях охлаждение на воздухе может вызвать превращение аустенита в агрегаты феррита/перлита, что приводит к ухудшению прочности стали.

Кроме того, было установлено, что прерывание охлаждения водой такой стали выше 400^oС может привести к недостаточной трансформационной закалке в процессе охлаждения и в результате прочность стали снижается.

В толстолистовой стали, полученной по способу, описанному в патенте США 5545269, применяется отпуск после охлаждения водой, например путем повторного нагрева до температуры в интервале приблизительно от 400 до 700^oC в течение заданного интервала времени, для того чтобы обеспечить равномерную закалку по всему объему толстолистовой стали и для улучшения ударной вязкости стали. Испытание образцов с V-надрезом по Шарпи представляет собой хорошо известный тест для измерения ударной вязкости стали. Один из параметров, который может быть получен с использованием испытания образцов с V-надрезом по Шарпи, представляет собой энергию, поглощенную при разрыве образца стали (энергия удара) при заданной температуре, например энергия удара при -40^oС (vE_-40).

После усовершенствований, описанных в патенте США 5545269, было обнаружено, что сверхпрочную сталь с высокой ударной вязкостью можно получить без применения дорогостоящей стадии окончательного отпуска. Было найдено, что этот желательный результат может быть достигнут путем прерывания закалки в конкретном температурном интервале, в зависимости от конкретного химического состава стали, при котором микроструктура стали представляет собой преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси, которые развиваются при температуре прерванного охлаждения или при последующем охлаждении воздухом до температуры окружающей среды. Кроме того, было обнаружено, что эта новая последовательность технологических стадий обеспечивает неожиданный и неочевидный результат - толстолистовую сталь с еще более высокой прочностью и ударной вязкостью по сравнению с имеющимися для уровня техники.

В соответствии с изложенными выше целями настоящего изобретения была разработана методология обработки, которая называется в описании изобретения как Прерванная непосредственная закалка (ПНЗ), при которой низколегированная толстолистовая сталь заданного химического состава быстро охлаждается, в конце горячей прокатки, посредством закалки подходящей текучей средой, такой как вода, до подходящей Температуры прекращения закалки (ТПЗ) с последующим охлаждением воздухом до температуры окружающей среды, чтобы получить микроструктуру, содержащую преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси. Используемый при описании настоящего изобретения термин закалка относится к ускоренному охлаждению с помощью любого средства, при котором используется текучая среда, выбранная для обеспечения увеличения скорости охлаждения стали по сравнению с охлаждением стали воздухом до температуры окружающей среды.

Согласно настоящему изобретению в нем предоставляется сталь со способностью согласования режима скорости охлаждения с параметрами температуры прекращения закалки, что обеспечивает упрочнение, для способа частичной закалки, который называется ПНЗ, с последующей фазой охлаждения воздухом, чтобы получить в конечном листовом продукте микроструктуру, содержащую преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси.

Из области техники хорошо известно, что добавка небольшого количества бора, порядка от 5 до 20 миллионных долей (м.д.), может обеспечить существенное влияние на упрочнение малоуглеродистой низколегированной стали. Таким образом, добавка бора в сталь эффективно применялась в прошлом для образования твердых фаз, таких как мартенсит, в низколегированной стали с обедненным химическим составом, т.е. с низким углеродным эквивалентом (Сэ), для получения дешевой высокопрочной стали с превосходной свариваемостью. Однако соответствующий контроль желательных небольших добавок бора трудно реализуется. Для него требуются технически усовершенствованные производственные мощности и секреты производства. В настоящем изобретении представляется интервал химического состава сталей, с добавкой бора и без добавки, которые могут быть обработаны по методологии Прерванной непосредственной закалки, с получением желательных микроструктур и свойств стали.

В соответствии с этим изобретением достигнуто равновесие между химическим составом стали и технологией ее обработки, в результате которого можно получать высокопрочную толстолистовую сталь, имеющую предел текучести по меньшей мере приблизительно 690 МПа, более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 760 МПа и еще более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 830 МПа, с предпочтительным соотношением предел текучести/прочность растяжения меньше чем приблизительно 0,93, более предпочтительно меньше чем приблизительно 0,90 и еще более предпочтительно меньше чем приблизительно 0,85, из которой можно изготовлять трубопроводы. После сварки этой толстолистовой стали, при использовании в трубопроводах, потеря прочности в зоне термического воздействия (ЗТВ) составляет меньше чем приблизительно 10 %, предпочтительно меньше чем приблизительно 5 %, относительно прочности основной стали. Кроме того, эти сверхпрочные низколегированные толстолистовые стали, подходящие для производства трубопроводов, имеют толщину предпочтительно по меньшей мере приблизительно 10 мм, более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 15 мм и еще более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 20 мм. Дополнительно эти сверхпрочные низколегированные толстолистовые стали или не содержат добавки бора, или для конкретных целей содержат добавку бора в количестве приблизительно между 5 и 20 м.д. и предпочтительно приблизительно между 8 и 12 м.д. Качество продукта - трубопровода - остается существенно плотным, и обычно продукт не обладает склонностью к растрескиванию под действием водорода.

Предпочтительный продукт - сталь - имеет существенно однородную микроструктуру, которая предпочтительно состоит преимущественно из мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого сетчатого мартенсита или их смесей. Предпочтительно мелкозернистый сетчатый мартенсит содержит самопроизвольно отпущенный мелкозернистый сетчатый мартенсит. Используемый в описании настоящего изобретения и в формуле изобретения термин "преимущественно" означает по меньшей мере приблизительно 50 об. %. Остальная часть микроструктуры может состоять из дополнительного мелкозернистого сетчатого мартенсита, верхнего бейнита или феррита. Более предпочтительно микроструктура содержит по меньшей мере приблизительно от 60 до 80 об. % мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого сетчатого мартенсита или их смесей. Еще более предпочтительно микроструктура содержит по меньшей мере приблизительно 90 об. % мелкозернистого низшего бейнита, мелкозернистого сетчатого мартенсита или их смесей.

Как нижний бейнит, так и сетчатый мартенсит могут дополнительно упрочняться за счет осаждения карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Эти осадки, особенно те, что содержат ванадий, могут способствовать минимизации размягчения в зоне термического воздействия, вероятно, путем предотвращения любого существенного снижения плотности дислокации в областях, нагретых до температуры, не превышающей точку превращения Ac₁, или вызывая дисперсионное упрочнение в областях, которые нагреты до температуры выше точки превращения Ac₁, или обоими путями.

Толстолистовую сталь этого изобретения производят, получая обычным образом заготовки, и в одном варианте воплощения сталь содержит железо и следующие легирующие элементы в указанных ниже весовых процентах: 0,03 - 0,10% углерода (С), предпочтительно 0,05 - 0,09% С, 0 - 0,6% кремния (Si), 1,6 - 2,1% марганца (Mn), 0 - 1,0% меди (Cu), 0 - 1,0% никеля (Ni), предпочтительно от 0,2 до 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 (Cr), 0,005 - 0,03% титана (Ti), предпочтительно 0,015 - 0,02% Ti, 0 - 0,06% алюминия (Аl), предпочтительно 0,001 - 0,06% (Al), 0 - 0,006% кальция (Са), 0 - 0,02% редкоземельных металлов (РЗМ), 0 - 0,006% магния (Mg), и дополнительно отличается тем, что Сэ 0,7 и Рсм 0,35.

Альтернативно указанный выше химический состав модифицируют, причем он включает 0,0005-0,0020 мас.% бора, предпочтительно 0,0008-0,0012 мас.% бора, а содержание молибдена составляет 0,2-0,5 мас.%.

Для стали настоящего изобретения, практически не содержащей бора, предпочтительно значение Сэ больше чем приблизительно 0,5 и меньше чем приблизительно 0,7. Для стали настоящего изобретения, содержащей бор, предпочтительно значение Сэ больше чем приблизительно 0,3 и меньше чем приблизительно 0,7.

Кроме того, содержание хорошо известных примесей азота (N), фосфора (Р) и серы (S) в стали предпочтительно минимизировано, даже если некоторое количество азота желательно для обеспечения частиц нитрида титана, ингибирующих рост зерен, как пояснено ниже. Концентрация азота предпочтительно составляет приблизительно от 0,001 до 0,006 мас.%, концентрация серы не больше чем приблизительно 0,005 мас.%, более предпочтительно не больше чем приблизительно 0,002 мас. %, и концентрация фосфора не больше чем приблизительно 0,015 мас.%. При таком химическом составе сталь либо практически не содержит бора, в том смысле, что добавка бора отсутствует, причем концентрация бора предпочтительно составляет меньше чем приблизительно 3 м.д., более предпочтительно меньше чем приблизительно 1 м.д., либо сталь содержит добавку бора, как указано выше.

В соответствии с настоящим изобретением предпочтительный способ получения сверхпрочной стали, имеющей микроструктуру, состоящую преимущественно из мелкозернистого нижнего бейнита, мелкозернистого сетчатого мартенсита или их смесей, заключается в нагревании стальной заготовки до температуры, достаточной для растворения практически всех карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия; уменьшении размера заготовки до листа, прокатывая ее один или несколько раз на горячих вальцах в первом температурном интервале, в котором происходит рекристаллизация аустенита; дополнительном уменьшении размера листа, прокатывая его один или несколько раз на горячих вальцах во втором температурном интервале, ниже температуры Т_нр, т.е. температуры, ниже которой не происходит рекристаллизация аустенита, и выше точки превращения Аr₃, т.е. температуры, при которой аустенит начинает превращаться в феррит при охлаждении; закалке окончательно прокатанного листа до температуры по меньшей мере ниже, чем точка превращения Ar₁, т.е. температуры, при которой завершается превращение аустенита в феррит или феррит плюс цементит при охлаждении предпочтительно до температуры между приблизительно 550 и 150^oС и более предпочтительно до температуры между приблизительно 500 и 150^oС; прекращении закалки и охлаждении закаленного листа воздухом до температуры окружающей среды.

Каждая из величин температуры Т_нр, точка превращения Ar₁ и точка превращения Аr₃ зависят от химического состава стальной заготовки, причем они легко определяются либо экспериментально, либо путем расчета с использованием подходящих моделей.

Сверхпрочная низколегированная сталь в соответствии с первым предпочтительным воплощением изобретения обладает прочностью на растяжение, предпочтительно равной по меньшей мере приблизительно 900 МПа, более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 930 МПа, имеет микроструктуру, содержащую преимущественно мелкозернистый нижней бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси, и дополнительно включает тонкие выделения цементита и необязательно еще более тонкие выделения карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Предпочтительно мелкозернистый сетчатый мартенсит включает самопроизвольно отпущенный мелкозернистый сетчатый мартенсит.

Сверхпрочная низколегированная сталь в соответствии со вторым предпочтительным воплощением изобретения обладает прочностью на растяжение, предпочтительно равной по меньшей мере приблизительно 900 МПа, более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 930 МПа, и имеет микроструктуру, содержащую преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси, и дополнительно включает бор и мелкие частицы осадка цементита и необязательно еще более мелкие частицы осадка карбидов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Предпочтительно мелкозернистый сетчатый мартенсит включает самопроизвольно отпущенный мелкозернистый сетчатый мартенсит.

Описание чертежей На фиг.1 схематически показаны стадии обработки согласно настоящему изобретению с перекрыванием различных компонентов микроструктуры, связанных с конкретными сочетаниями прошедшего времени обработки и температуры.

На фиг.2А и 2В приведены электронно-микроскопические снимки на просвечивание, соответственно в светлом и темном поле, на которых преимущественно обнаруживается микроструктура самопроизвольно отпущенного мелкозернистого сетчатого мартенсита для стали, причем на фиг.2В видны хорошо проявившиеся частицы осадка цементита внутри сетки мартенсита.

Фиг.3 представляет собой электронно-микроскопический снимок на просвечивание в светлом поле, на котором преимущественно обнаруживается микроструктура мелкозернистого нижнего бейнита для стали, обработанной при Температуре прекращения закалки, приблизительно равной 385^oC.

На фиг.4А и 4В приведены электронно-микроскопические снимки на просвечивание, соответственно в светлом и темном поле, стали, обработанной при Температуре прекращения закалки, приблизительно равной 385^oС, причем на фиг.4А показана микроструктура преимущественно мелкозернистого нижнего бейнита, а на фиг. 4В продемонстрировано наличие частиц карбидов молибдена, ванадия и ниобия, имеющих диаметр меньше чем приблизительно 10 нм.

Фиг. 5 представляет собой составную диаграмму, включающую график и электронно-микроскопические снимки на просвечивание, которые демонстрируют влияние Температуры прекращения закалки на относительные величины ударной вязкости и прочности на растяжение для конкретных химических составов бористой стали, обозначенной в табл. 2 этого описания как Н и Т (кружки) и обедненной бористой стали, обозначенной в табл. 2 описания как G (квадраты), все согласно настоящему изобретению. На ординате приведена ударная энергия по Шарпи в Джоулях, при -40^oС (vE_-40); на абсциссе - прочность на растяжение в МПа.

Фиг. 6 представляет собой график, демонстрирующий влияние на относительные величины ударной вязкости и прочности на растяжение для конкретных химических составов бористой стали, обозначенной в табл. 2 описания как Н и Т (кружки) и практически не содержащей бора стали, обозначенной в табл. 2 описания как "" (квадраты), все согласно настоящему изобретению. На ординате приведена ударная энергия по Шарпи в Джоулях, при -40^oС (vE_-40); на абсциссе - прочность на растяжение в МПа.

Фиг. 7 представляет собой электронно-микроскопический снимок на просвечивание в светлом поле, на котором обнаруживается сетчатый мартенсит с дислокациями в образце стали D, которая была подвергнута обработке ПНЗ с Температурой прекращения закалки, равной приблизительно 380^oС.

Фиг. 8 представляет собой электронно-микроскопический снимок на просвечивание в светлом поле, на котором обнаруживается микроструктура преимущественно нижнего бейнита в образце стали D (согласно табл. 2 описания), которая была подвергнута обработке ПНЗ с Температурой прекращения закалки, равной приблизительно 428^oС. Внутри сетки бейнита можно увидеть ориентированные в одном направлении пластинки цементита, которые являются характерными для нижнего бейнита.

Фиг.9 представляет собой электронно-микроскопический снимок на просвечивание в светлом поле, на котором обнаруживается микроструктура верхнего бейнита в образце стали D (согласно табл. 2 описания), которая была подвергнута обработке ПНЗ с Температурой прекращения закалки, равной приблизительно 461^oС.

Фиг.10А представляет собой электронно-микроскопический снимок на просвечивание в светлом поле, на котором обнаруживается область мартенсита (в центре), окруженная ферритом, в образце стали D (согласно табл. 2 описания), которая была подвергнута обработке ПНЗ с Температурой прекращения закалки, равной приблизительно 534^oС. Внутри феррита, вблизи границы раздела феррит/мартенсит можно увидеть мелкие частицы осадка карбида.

Фиг. 10В представляет собой электронно-микроскопический снимок на просвечивание в светлом поле, на котором обнаруживается высокоуглеродистый двойниковый мартенсит в образце стали D (согласно табл. 2 описания), которая была подвергнута обработке ПНЗ с Температурой прекращения закалки, равной приблизительно 534^oС.

Хотя это изобретение будет описано в связи с его предпочтительными вариантами воплощения, следует понимать, что изобретение не ограничивается этими вариантами. Напротив, подразумевается, что это изобретение защищает все альтернативные, модифицированные и эквивалентные варианты, которые могут быть охвачены в пределах духа и объема изобретения, как определено в приложенной формуле изобретения.

Подробное описание изобретения В соответствии с одним замыслом настоящего изобретения стальную заготовку обрабатывают посредством существенно равномерного нагрева заготовки до температуры, которая достаточна для растворения практически всех карбидов и карбонитридов ванадия и ниобия, предпочтительно в интервале приблизительно от 1000 до 1250^oС и более предпочтительно в интервале приблизительно от 1050 до 1150^oС; первой горячей прокатки заготовки для предпочтительного уменьшении ее толщины приблизительно на 20-60% с образованием листа, за один или несколько проходов, в первом температурном интервале, в котором происходит рекристаллизация аустенита; второй горячей прокатки для предпочтительного уменьшения толщины приблизительно на 40-80%, за один или несколько проходов, во втором температурном интервале, который немного ниже первого интервала температуры, в котором не происходит рекристаллизация аустенита, и выше точки превращения Аr₃; упрочнения прокатанного листа путем закалки со скоростью, приблизительно равной по меньшей мере 10^oС/сек, предпочтительно по меньшей мере приблизительно 20^oС/сек, более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 30^oС/сек, еще более предпочтительно по меньшей мере приблизительно 35^oС/сек, от температуры не ниже, чем точка превращения Аr₃, до Температуры прекращения закалки (ТПЗ), которая по меньшей мере не выше точки превращения Ar₁, предпочтительно в интервале приблизительно от 550 до 150^oС и более предпочтительно в интервале приблизительно от 500 до 150^oС, и прекращения закалки, оставляя толстолистовую сталь охлаждаться на воздухе до температуры окружающей среды, с тем чтобы облегчить завершение превращения стали в преимущественно мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси. Как понимают специалисты в этой области техники, использованное здесь выражение "уменьшение толщины в процентах" означает процент уменьшения толщины стальной заготовки или толстолистовой стали до обсуждаемого уменьшения. Только с целью примера, без ограничения настоящего изобретения, в первом температурном интервале толщина стальной заготовки приблизительно 25,4 см может быть уменьшена приблизительно на 50% (50-процентное уменьшение) до толщины приблизительно 12,7 см, затем во втором температурном интервале толщина уменьшается приблизительно на 80% (80-процентное уменьшение) приблизительно до 2,54 см.

Например, обращаясь к фиг.1, толстолистовая сталь, обработанная согласно этому изобретению, подвергается контролируемой прокатке 10 в указанном интервале температур (более подробно это описано в последующем); затем сталь подвергается закалке 12 от точки начала закалки 14 до Температуры прекращения закалки (ТПЗ) 16. После прекращения закалки стали дают охладиться на воздухе 18 до температуры окружающей среды, с тем чтобы облегчить завершение превращения стали в преимущественно мелкозернистый нижний бейнит (в области нижнего бейнита 20), мелкозернистый сетчатый мартенсит (в области мартенсита 22) или их смеси. Область верхнего бейнита 24 и область феррита 26 устранены.

Для сверхпрочной стали необходимо наличие множества свойств, которые обеспечиваются сочетанием легирующих элементов и термомеханических обработок; обычно небольшие изменения химического состава стали могут привести к значительным изменениям получаемых характеристик. Ниже пояснена роль различных легирующих элементов и предпочтительных пределов их концентраций в стали настоящего изобретения.

Углерод обеспечивает матричное упрочнение стали и сварных соединений, независимо от их микроструктуры, а также обеспечивает дисперсионное упрочнение, главным образом, посредством образования малых частиц карбидов железа (цементита), карбонитридов ниобия [Nb (C, N)], карбонитридов ванадия [V (C, N)] и частиц или осадков Мo₂С (вид карбида молибдена), если они достаточно мелки и многочисленны. Кроме того, осаждение карбонитридов ниобия, в ходе горячей прокатки, обычно обеспечивает торможение рекристаллизации аустенита и ингибирует рост зерен, тем самым представляется средство очистки зерен аустенита, что приводит к улучшению показателей предела текучести, прочности на растяжение и ударной вязкости при низкой температуре (например, энергии удара в испытании по Шарпи). Углерод также увеличивает способность к упрочнению, т.е. способность образовывать более жесткие и прочные микроструктуры при охлаждении стали. Обычно, если содержание углерода меньше чем приблизительно 0,03 мас.%, то эти эффекты упрочнения не проявляются. Если содержание углерода больше чем приблизительно 0,10 мас.%, то сталь обычно становится восприимчивой в холодному растрескиванию после сварки в полевых условиях, причем снижается ударная вязкость в толстолистовой стали и в зоне термического воздействия сварных швов.

Марганец является существенным для получения микроструктур, необходимых для стали настоящего изобретения, которые содержат мелкозернистый нижний бейнит, мелкозернистый сетчатый мартенсит или их смеси, и которые обусловливают хороший баланс между прочностью и ударной вязкостью при низкой температуре. Для этой цели нижний предел содержания марганца установлен около 1,6 мас. %. Верхний предел установлен около 2,1 мас.%, поскольку при содержании больше чем приблизительно 2,1 мас.% марганец способствует осевой ликвации в непрерывно разливаемой стали, а также может привести к ухудшению ударной вязкости стали. Более того, при высоком содержании марганца наблюдается тенденция избыточного увеличения упрочняемости стали, в результате снижается свариваемость в полевых условиях за счет уменьшения ударной вязкости в зоне термического воздействия сварных швов.

Кремний добавляют для раскисления и повышения прочности стали. Верхний предел содержания кремния установлен около 0,6 мас.%, для того чтобы избежать значительного ухудшения свариваемости в полевых условиях и ударной вязкости в зоне термического воздействия, что может быть следствием избыточного содержания кремния. Для раскисления стали не всегда необходим кремний, так как для этой же цели можно использовать алюминий или титан.

Ниобий добавляют для того, чтобы способствовать очищению зерен микроструктуры стали после прокатки, что улучшает как прочность, так и ударную вязкость. Осаждение карбонитрида ниобия в ходе горячей прокатки приводит к торможению рекристаллизации и ингибированию роста зерен, тем самым обеспечивается средство для очищения зерен аустенита. Это также может дать дополнительное упрочнение в ходе окончательного охлаждения за счет образования осадка карбонитрида ниобия. В присутствии молибдена ниобий эффективно очищает микроструктуру, подавляя рекристаллизацию аустенита в ходе контролируемой прокатки, и упрочняет сталь, обеспечивая дисперсионное упрочнение и давая вклад в усиление способности к упрочнению. В присутствии бора ниобий дает синергическое улучшение упрочняемости. Для достижениях таких эффектов предпочтительно добавляют по меньшей мере приблизительно 0,01 мас.% ниобия. Однако при содержании ниобия больше чем приблизительно 0,1 мас.%, ниобий обычно оказывает вредное воздействие на свариваемость и на ударную вязкость в зоне термического воздействия, так что предпочтительным содержанием является максимум приблизительно 0,1 мас.%. Более предпочтительно добавляют приблизительно от 0,03 до 0,06 мас.% ниобия.

Титан образует мелкозернистые частицы нитрида титана и дает вклад в очистку микроструктуры, подавляя укрупнение зерен аустенита в ходе повторного нагрева заготовки. Кроме того, присутствие частиц нитрида титана ингибирует укрупнение зерен в зоне термического воздействия при сварке. Соответственно титан обеспечивает улучшение ударной вязкости при низкой температуре в зоне основного металла и в зоне термического воздействия. Так как титан связывает азот в виде нитрида титана, он предотвращает ухудшающее действие азота на упрочняемость вследствие образования нитрида бора. Предпочтительно количество добавляемого с этой целью титана составляет по меньшей мере приблизительно в 3,4 раза больше, чем количество азота (по весу). При низком содержании алюминия (т. е. меньше чем приблизительно 0,005 мас.%) титан образует оксид, который служит в качестве зародыша для образования феррита внутри зерен в зоне термического воздействия при сварке, и вследствие этого очищает микроструктуру в этих областях. Для достижения этих целей предпочтительно добавляют по меньшей мере приблизительно 0,005 мас.% титана. Верхний предел установлен на уровне приблизительно 0,03 мас.%, так как избыточное содержание титана приводит к укрупнению частиц нитрида титана и дисперсионному упрочнению, вызванному осаждением карбида титана, причем оба эти процесса приводят к ухудшению ударной вязкости при низкой температуре.

Медь увеличивает прочность основного металла и в зоне термического воздействия сварных швов, однако добавление избытка меди сильно ухудшает ударную вязкость в зоне термического воздействия и свариваемость в полевых условиях. Поэтому верхний предел добавки меди установлен на уровне приблизительно 1,0 мас.%.

Никель добавляют для улучшения свойств малоуглеродистой стали, полученной согласно настоящему изобретению, без ухудшения свариваемости в полевых условиях и ударной вязкости при низкой температуре. В отличие от марганца и молибдена добавки никеля снижают тенденцию к образованию компонентов упрочненных микроструктур, которые ухудшают ударную вязкость толстолистовой стали при низкой температуре. Оказалось, что добавка никеля в количестве больше чем 0,2 мас.% является эффективной для улучшения ударной вязкости в зоне термического воздействия сварных швов. Вообще, никель является улучшающей добавкой, за исключением склонности к сульфидному растрескиванию под действием напряжений в некоторых средах, когда