Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист

Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист

Реферат

 

Изобретение относится к листам из высокопрочных, свариваемых низколегированных трехфазных сталей с превосходной вязкостью при криогенных температурах и к способу получения листа. Техническим результатом изобретения является повышение вязкости стали и снижение температуры вязко-хрупкого перехода до температуры менее приблизительно -62С у основной стали в поперечном направлении и в зоне теплового влияния, повышение прочности на разрыв и получение превосходной свариваемости. Сверхпрочную свариваемую низколегированную трехфазную сталь с превосходной вязкостью при криогенных температурах в основном листе и в зоне теплового влияния (HAZ) при сварке, имеющую прочность на разрыв более примерно 830 МПа и микроструктуру, включающую ферритную фазу, вторую фазу преимущественно пластинчатого мартенсита и нижнего бейнита и фазу остаточного аустенита, получают нагревом стального сляба, включающего железо и конкретное весовое содержание некоторых или всех из добавок углерода, марганца, никеля, азота, меди, хрома, молибдена, кремния, ниобия, ванадия, титана, алюминия и бора; обжатием сляба для формирования листа в одном или нескольких проходах в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита; дальнейшей прокаткой листа в одном или нескольких проходах в температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита и выше температуры превращения Ar₃; заключительной прокаткой листа в температурном диапазоне между температурой Ar₃ превращения и температурой Ar₁ превращения; закалкой готового катаного листа до определенной температуры прекращения закалки (QST); окончанием закалки. 4 н. и 23 з.п. ф-лы, 4 табл., 4 ил.

Область техники

Настоящее изобретение относится к листам из высокопрочных, свариваемых низколегированных трехфазных сталей с превосходной вязкостью при криогенных температурах как в основном листе, так и в зоне теплового влияния (HAZ) при сварке. Кроме того, настоящее изобретение относится к способу получения таких стальных листов.

Предшествующий уровень техники

В следующем далее описании определены различные термины. Для удобства здесь приведен словарь терминов, непосредственно предшествующий формуле изобретения.

Часто возникает необходимость в хранении и транспортировке находящихся под давлением летучих жидкостей при криогенных температурах, т.е. при температурах ниже приблизительно -40С. Например, существует потребность в резервуарах для хранения и транспортировки находящегося под давлением ожиженного природного газа (PLNG) при давлении в широком диапазоне приблизительно от 1035 до 7590 кПа и при температуре в диапазоне приблизительно от -123 до -62С. Существует также потребность в резервуарах для безопасного и экономичного хранения и транспортировки других летучих низкой стоимости, ее недостатком является поведение при разрушении с резким переходом от пластичного к хрупкому разрушению по мере снижения температуры. Это может быть фундаментальным признаком сильной чувствительности критического разрушающего напряжения сдвига (CRSS) (определенное здесь) к температуре в ОЦК системах, в которых CRSS резко возрастает при снижении температуры, что делает тем самым сдвиговые процессы и, следовательно, вязкое разрушение более трудным. С другой стороны, критическое напряжение в ходе процессов хрупкого разрушения, такого как расщепление, является менее чувствительным к температуре. Следовательно, по мере снижения температуры преимущественной моделью разрушения становится расщепление, ведущее к началу низкоэнергетического хрупкого разрушения. CRSS является присущим от природы свойством стали и чувствительно к легкости, с которой дислокации могут поперечно скользить при деформации; то есть сталь, в которой поперечное скольжение является легким, также имеет низкое CRSS и, следовательно, низкую DBTT. Известно несколько стабилизаторов гранецентрированной кубической (ГЦК) решетки, таких как Ni, которые активируют поперечное скольжение, тогда как стабилизирующие ОЦК решетку легирующие элементы, такие как Si, Al, Mo, Nb и V, препятствуют поперечному скольжению. В настоящем изобретении предпочтительно оптимизируют содержание стабилизирующих ГЦК решетку легирующих элементов, таких как Ni, принимая в расчет величину стоимости и благоприятное влияние на снижение DBTT, путем легирования Ni соответственно и прочности на разрыв приблизительно вплоть до 485, 620 и 830 МПа соответственно. Для достижения таких сочетаний прочности и вязкости эти стали обычно подвергают дорогостоящей обработке, например двойному отжигу. В случае применений при криогенных температурах в индустрии в настоящее время используют такие выпускаемые промышленно никельсодержащие стали благодаря их хорошей вязкости при низких температурах, однако вынуждены учитывать их относительно низкие величины прочности на разрыв. Проекты обычно требуют чрезмерных толщин сталей для применений в условиях нагрузок и криогенных температур. Таким образом, при использовании этих никельсодержащих сталей в условиях несения нагрузок и криогенных температур существует тенденция к удорожанию из-за высокой стоимости стали в сочетании с требуемыми толщинами сталей.

С другой стороны, некоторые выпускаемые промышленно, соответствующие состоянию техники низко- и среднеуглеродистые высокопрочные низколегированные (HSLA) стали, например AISI 4320 или 4330, обладают потенциалом для получения повышенных величин прочности на разрыв (например, более приблизительно 830 МПа) при низкой стоимости, но имеют недостаток в связи с относительно высокими значениями DBTT в основном и особенно в зоне теплового влияния (HAZ) сварки. Как правило, у данных сталей существует тенденция к ухудшению свариваемости и низкотемпературной вязкости по мере увеличения прочности на разрыв. По этой причине существующие в настоящее время, выпускаемые промышленно, соответствующие уровню техники HSLA стали не принимают в расчет для применений при криогенных температурах. Высокая величина DBTT в HAZ этих сталей обычно связана с образованием нежелательных микроструктур, образующихся из-за термоциклирования при сварке в крупнозернистых и нагреваемых в межкритическом температурном диапазоне зонах HAZ, т.е. HAZ, нагреваемых до температуры приблизительно от температуры превращения АC₁ до температуры превращения АС₃ (определение температур превращений АС₁ и АС₃ смотрите в словаре терминов). DBTT значительно возрастает с увеличением размера зерен и охрупчиванием составляющих микроструктуры, таких как островки мартенситоаустенита (МА) в HAZ. Например, DBTT для HAZ в соответствующей уровню техники стали HSLA трубопровода Х100 для транспортирования нефти и газа является выше приблизительно -50С. В областях сохранения и транспортирования энергии существуют значительные стимулы к разработке новых сталей, которые сочетают свойства низкотемпературной вязкости упомянутых выше промышленно выпускаемых никельсодержащих сталей с высокой прочностью и низкой стоимостью HSLA сталей, в то же время также обеспечивающих превосходную свариваемость и необходимый потенциал толстых сечений, т.е. способность обеспечивать по существу нужную микроструктуру и свойства (например, прочность и вязкость), в частности толщину, равную или более приблизительно 25 мм.

В случаях некриогенного применения большинство промышленно выпускаемых, соответствующих состоянию техники низко- и среднеуглеродистых HSLA сталей из-за их относительно низкой вязкости при высокой прочности либо разрабатывают по части их прочности, либо, как вариант, обрабатывают до более низкой прочности для получения приемлемой вязкости. В областях технического применения такие подходы приводят к увеличению толщины сечения и, следовательно, к более высокому весу компонентов и к значительно более высокой стоимости, чем если бы был полностью использован потенциал высокой прочности сталей HSLA. В некоторых критических случаях применения, таких как высококачественные шестерни, для поддержания достаточной вязкости используют стали, содержащие более приблизительно 3 вес.% Ni (такие как AISI 48ХХ, SAE 93XX и т.д.) Такой подход ведет к существенным затратам, чтобы достичь превосходной прочности HSLA сталей. Дополнительной проблемой, обнаруженной при использовании стандартных промышленно выпускаемых HSLA сталей, является водородное растрескивание в HAZ, особенно когда используют сварку с низким подводом тепла.

Существуют значительные экономические стимулы и определенная техническая потребность в низкозатратном повышении вязкости при высокой и сверхвысокой прочности у низколегированных сталей. В частности, существует потребность в стали с умеренной стоимостью, которая имеет сверхвысокую прочность, например прочность на разрыв более приблизительно 830 МПа и превосходную вязкость при криогенных температурах, например DBTT ниже приблизительно -62С, как в основном листе при испытании в поперечном направлении (определение поперечного направления смотрите в словаре терминов), так и в HAZ для использования в промышленных областях применения при криогенных температурах.

Поэтому главной задачей настоящего изобретения является усовершенствование технологии получения HSLA стали, соответствующей данному уровню техники, для применения при криогенных температурах в трех ключевых областях: (i) снижения DBTT до температуры менее приблизительно -62С у основной стали в поперечном направлении и в HAZ, (ii) достижения прочности на разрыв более приблизительно 830 МПа и (iii) получения превосходной свариваемости. Другой задачей настоящего изобретения является получение вышеупомянутых HSLA сталей с обладающими потенциалом толстыми сечениями предпочтительно при толщинах, равных или более 25 мм, и обеспечение такого использования современных промышленных технологий обработки, чтобы использование таких сталей в промышленных процессах при криогенных температурах стало экономически доступно.

Раскрытие изобретения

В соответствии с приведенными выше задачами настоящего изобретения разработана технология обработки, в которой сляб из низколегированной стали нужного химического состава подогревают до соответствующей температуры, затем подвергают горячей прокатке для получения стального листа и быстро охлаждают в конце горячей прокатки путем закалки с использованием подходящей среды, такой как вода, до соответствующей температуры окончания закалки (QST) для получения мелкокристаллической, трехфазной микрокомпозитной структуры. Такая трехфазная микрокомпозитная структура предпочтительно содержит приблизительно вплоть до 40 об.% более мягкой ферритной фазы, приблизительно от 50 до 90 об.% более жесткой второй фазы преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, мелкокристаллического нижнего бейнита, мелкозернистого бейнита (FGB) или их смеси и приблизительно вплоть до 10 вес.% повышающей вязкость третьей фазы остаточного аустенита. В одном варианте настоящего изобретения мягкая ферритная фаза содержит преимущественно деформированный феррит (как определено здесь в словаре терминов).

Кроме того, в соответствии с приведенными выше задачами настоящего изобретения стали, обрабатываемые в соответствии с настоящим изобретением, особенно подходят для многих областей применения при криогенных температурах, при этом стали имеют следующие характеристики, предпочтительно без ограничения этим настоящего изобретения, при толщине стального листа приблизительно 25 мм и более: (i) DBTT ниже приблизительно -62С, предпочтительно ниже приблизительно -73С, более предпочтительно ниже приблизительно -100С и еще предпочтительней ниже приблизительно -123С у основной стали в поперечном направлении и в HAZ сварки, (ii) прочность на разрыв более приблизительно 830 МПа, предпочтительно более приблизительно 860 МПа, предпочтительней более приблизительно 900 МПа и еще предпочтительней более приблизительно 1000 МПа, (iii) превосходную свариваемость и (iv) повышенную вязкость по сравнению со стандартными выпускаемыми промышленно HSLA сталями.

Краткое описание чертежей

Преимущества настоящего изобретения будут более понятны при ознакомлении со следующим далее подробным описанием и прилагаемыми чертежами, в которых:

на фиг.1 представлена иллюстративная схема извилистого пути трещины в трехфазной микрокомпозитной структуре сталей в соответствии с настоящим изобретением;

на фиг.2А представлена иллюстративная схема размера аустенитных зерен в стальном слябе после подогрева в соответствии с настоящим изобретением;

на фиг.2В представлена иллюстративная схема предыдущего размера (смотрите словарь терминов) аустенитных зерен в стальном слябе после горячей прокатки в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, но перед горячей прокаткой в температурном диапазоне, в котором не происходит рекристаллизация аустенита, в соответствии с настоящим изобретением;

на фиг.2С представлена иллюстративная схема удлиненной блинчатой структуры в аустените с эффективным размером очень тонких зерен в направлении поперек толщины стального листа по завершении прокатки в режиме ТМСР в соответствии с настоящим изобретением;

на фиг.3 представлена полученная на трансмиссионном электронном микроскопе фотография примера, показывающего трехфазную микроструктуру в стали в соответствии с настоящим изобретением; и

на фиг.4 представлена полученная на трансмиссионном электронном микроскопе фотография примера микроструктуры FGB в стали в соответствии с настоящим изобретением.

Хотя настоящее изобретение описано ниже со ссылкой на его предпочтительные варианты, должно быть понятно, что изобретение не ограничено этим. Напротив, изобретение предусматривает охватить все альтернативы, модификации и варианты, которые могут подпадать под существо и сферу притязаний изобретения, как определено прилагаемой формулой изобретения.

Подробное описание изобретения

Настоящее изобретение относится к разработке новых HSLA сталей, удовлетворяющих описанным выше потребностям, благодаря получению мелкокристаллической трехфазной микрокомпозитной структуры. Такая трехфазная микрокомпозитная структура содержит приблизительно вплоть до 40 об.% ферритной фазы, приблизительно от 50 об.% до примерно 90 об.% второй фазы преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, мелкокристаллического нижнего бейнита, мелкозернистого бейнита (FGB) или их смеси и приблизительно вплоть до 10 об.% третьей фазы остаточного аустенита (RA). RA состоит из тонких слоев RA на границах мелкокристаллический пластинчатый мартенсит/мелкокристаллический нижний бейнит и RA внутри FGB (как описано здесь). В некоторых вариантах настоящего изобретения ферритная фаза включает преимущественно деформированный феррит, а остальное полигональный феррит (PF). В некоторых вариантах настоящего изобретения вторая фаза включает преимущественно FGB. В некоторых вариантах настоящего изобретения вторая фаза включает преимущественно мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, мелкокристаллический нижний бейнит или их смеси. Другие компоненты, которые входят в структуру, могут включать игольчатый феррит (AF), верхний бейнит (UB), вырожденный верхний бейнит (DUB) и т.п., как известно специалистам в данной области техники.

Настоящее изобретение основано на новом сочетании химического состава сталей и технологии обработки для получения как присущего от природы, так и определяемого микроструктурой вязкого поведения для снижения DBTT, а также для повышения вязкости при высоких величинах прочности. Присущего от природы вязкого поведения достигают за счет обоснованного баланса критических легирующих элементов в стали, как подробно представлено в данном описании. Определяемое микроструктурой вязкое поведение является результатом получения эффективного размера очень мелких зерен, а также получения очень тонкой дисперсии упрочняющих и повышающих вязкость фаз при одновременном уменьшении эффективного размера зерен ("среднего расстояния скольжения") в более мягкой фазе деформированного феррита. Дисперсию упрочняющих и повышающих вязкость фаз оптимизируют по существу для максимального увеличения извилистости траектории трещины при повышении тем самым сопротивления распространению трещины в микрокомпозитной стали.

Эффективный размер мелких зерен в соответствии с настоящим изобретением получают двумя путями. Во-первых, используют обработку в режиме ТМСР, как описано ниже, для получения нужной структуры или толщины мелких блинчатых зерен аустенита. Во-вторых, достигают дальнейшего измельчения блинчатых зерен аустенита благодаря образованию мелкокристаллического пластинчатого мартенсита и/или мелкокристаллического нижнего бейнита, расположенных в прослойках, и/или благодаря образованию FGB, как описано ниже. Такой комплексный подход обеспечивает получение очень эффективного размера мелких зерен, особенно в направлении поперек толщины. Как использовано в описании настоящего изобретения, понятие "эффективный размер зерен" относится к средней толщине блинчатых аустенитных зерен по завершении прокатки в режиме ТМСР в соответствии с настоящим изобретением и к средней ширине прослоек или к среднему размеру зерен по окончании превращения блинчатых аустенитных зерен в прослойки мелкокристаллического пластинчатого мартенсита и/или мелкокристаллического нижнего бейнита или FGB соответственно.

В соответствии с вышеизложенным разработан способ получения листа из высокопрочной трехфазной стали, имеющей микрокомпозитную структуру, включающую приблизительно вплоть до 40 об.% первой фазы феррита, предпочтительно преимущественно деформированного феррита, приблизительно от 50 до 90 об.% второй фазы преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, мелкокристаллического нижнего бейнита, FGB или их смесей и третью фазу приблизительно вплоть до 10 об.% остаточного аустенита, причем способ включает этапы: (а) нагрева стального сляба до температуры подогрева, достаточно высокой, чтобы (i) по существу гомогенизировать стальной сляб, (ii) растворить по существу все карбиды и карбонитриды ниобия и ванадия в стальном слябе и (iii) образовать мелкие первичные зерна аустенита в стальном слябе; (b) обжатия стального сляба для формирования стального листа в одном или нескольких проходах горячей прокатки в первом температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита; (с) дальнейшего обжатия стального листа в одном или нескольких проходах горячей прокатки во втором температурном диапазоне ниже приблизительно температуры Т_nr и выше приблизительно температуры превращения Аr₃; (d) дальнейшего обжатия упомянутого стального листа в одном или нескольких проходах горячей прокатки в третьем температурном диапазоне ниже приблизительно температуры превращения Аr₃ и выше приблизительно температуры превращения Ar₁ (т.е. в межкритическом диапазоне температур); (е) закалки упомянутого стального листа со скоростью охлаждения, по меньшей мере, 10С/с до температуры прекращения закалки (QST) ниже приблизительно 600С и (f) прекращения упомянутой закалки. В другом варианте настоящего изобретения QST является предпочтительно ниже приблизительно температуры M_s превращения плюс 100С и более предпочтительно ниже приблизительно 350С. В еще одном варианте настоящего изобретения QST предпочтительно является температурой окружающей среды. В одном из вариантов настоящего изобретения стальному листу после этапа (f) дают охладиться на воздухе до температуры окружающей среды. Как использовано в описании настоящего изобретения, закалка относится к ускоренному охлаждению любыми средствами, причем используют жидкость, выбираемую по ее способности увеличивать скорость охлаждения, в отличие от воздушного охлаждения стали до температуры окружающей среды. Технология обработки в соответствии с настоящим изобретением облегчает превращение в стальном листе в микрокомпозитную микроструктуру, включающую приблизительно вплоть до 40 об.% первой фазы феррита, приблизительно от 50 до 90 об.% второй фазы преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, мелкокристаллического нижнего бейнита, FGB или их смесей и третью фазу вплоть до 10 об.% остаточного аустенита. Другие составляющие/фазы, которые входят в состав микроструктуры, могут включать игольчатый феррит (AF), верхний бейнит (UB), вырожденный верхний бейнит (DUB) и т.п. В некоторых вариантах настоящего изобретения стальной лист охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды после прекращения закалки (определения температуры T_nr и температур превращений Аr₃ и Аr₁ смотрите в словаре терминов.)

Для получения высокой прочности и вязкости при температуре окружающей среды и криогенных температурах микроструктура второй фазы стали в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно включает преимущественно мелкокристаллический нижний бейнит, мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, FGB или их смеси. Предпочтительно по существу минимизировать во второй фазе образование охрупчивающих компонентов, таких как верхний бейнит, двойниковый мартенсит, мартенсит-аустенит (МА). Как использовано в описании настоящего изобретения и в его формуле, понятие "предпочтительно" означает, по меньшей мере, более 50 объемных процентов. Остальные составляющие микроструктуры второй фазы могут включать AF, UD, DUB и т.п. В одном варианте настоящего изобретения микроструктура второй фазы включает, по меньшей мере, приблизительно от 60 до 80 об.%, еще предпочтительней, по меньшей мере, приблизительно 90 об.% мелкокристаллического нижнего бейнита, мелкокристаллического пластинчатого мартенсита или их смесей. Данный вариант соответствует, в частности, более высоким значениям прочности, приблизительно более 930 МПа. В другом варианте микроструктура второй фазы содержит преимущественно FGB. В этом случае остальные компоненты второй фазы могут включать мелкокристаллический нижний бейнит, мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, AF, UD, DUB и т.п. Данный вариант соответствует, в частности, менее прочным сталям, т.е. менее приблизительно 930 МПа, но выше приблизительно 830 МПа.

Один вариант настоящего изобретения включает способ получения листа из двухфазной стали, имеющей микроструктуру, содержащую приблизительно от 10 до 40 об.% первой фазы, по существу 100 об.% ("в сущности") феррита и приблизительно от 60 до 90 об.% второй фазы преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита и мелкокристаллического нижнего бейнита или их смесей, причем упомянутый способ включает этапы: (а) нагрева стального сляба до температуры подогрева, достаточно высокой, чтобы (i) по существу гомогенизировать стальной сляб, (ii) растворить по существу все карбиды и карбонитриды ниобия и ванадия в упомянутом стальном слябе и (iii) образовать мелкие первичные зерна аустенита в упомянутом стальном слябе; (b) обжатия упомянутого стального сляба для формирования стального листа в одном или нескольких проходах горячей прокатки в первом температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита; (с) дальнейшего обжатия упомянутого стального листа в одном или нескольких проходах горячей прокатки во втором температурном диапазоне ниже приблизительно температуры Т_nr и выше приблизительно температуры Аr₃ превращения; (d) дальнейшего обжатия упомянутого стального листа в одном или нескольких проходах горячей прокатки в третьем температурном диапазоне приблизительно от температуры Аr₃ превращения приблизительно до температуры Ar₁ превращения; (е) закалки упомянутого стального листа со скоростью охлаждения, по меньшей мере, от 10 до 40С/с до температуры прекращения закалки QST ниже приблизительно температуры превращения M_s плюс 200С и (f) прекращения упомянутой закалки, причем упомянутые этапы выполняют так, чтобы облегчить превращение микроструктуры в упомянутом стальном листе приблизительно от 10 до 40 об.% первой фазы феррита и приблизительно от 60 до 90 об.% второй фазы преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, мелкокристаллического нижнего бейнита или их смесей. Как используют здесь и в формуле настоящего изобретения, понятие "трехфазная" означает, по меньшей мере, три фазы, а понятие "двухфазная" означает, по меньшей мере, две фазы. Ни один из терминов - ни "трехфазная", ни "двухфазная" не означает ограничения настоящего изобретения.

Стальной сляб, обрабатываемый в соответствии с настоящим изобретением, получают обычным образом и в одном из вариантов он включает железо и следующие легирующие элементы предпочтительно в весовых диапазонах, приведенных ниже в таблице I:

Иногда в сталь добавляют хром (Сr), предпочтительно вплоть до приблизительно 1,0 вес.%, а более предпочтительно приблизительно от 0,2 до 0,6 вес.%.

Иногда в сталь добавляют молибден (Мо), предпочтительно вплоть до приблизительно 0,8 вес.%, а более предпочтительно приблизительно от 0,1 до 0,3 вес.%.

Иногда в сталь добавляют кремний (Si), предпочтительно вплоть до приблизительно 0,5 вес.%, более предпочтительно приблизительно от 0,01 до 0,5 вес.% и еще предпочтительней приблизительно от 0,05 до 0,1 вес.%.

Иногда в сталь добавляют медь (Сu), предпочтительно в диапазоне приблизительно от 0,1 до 1,0 вес.%, более предпочтительно в диапазоне приблизительно от 0,2 до 0,4 вес.%.

Иногда в сталь добавляют бор (В), предпочтительно вплоть до приблизительно 0,0020 вес.%, а более предпочтительно приблизительно от 0,0006 до 0,0015 вес.%.

В стали содержится предпочтительно, по меньшей мере, 1 вес.% никеля. Содержание никеля в стали может быть увеличено до более приблизительно 3 вес.%, если нужно повысить эксплуатационное качество после сварки. Полагают, что добавление каждого 1 вес.% никеля снижает DBTT стали приблизительно на 10С. Содержание никеля составляет предпочтительно менее 9 вес.%, более предпочтительно менее приблизительно 6 вес.%. Содержание никеля предпочтительно сводят к минимуму, для того чтобы минимизировать стоимость стали. Если содержание никеля увеличивают выше приблизительно 3 вес.%, то содержание марганца можно уменьшить ниже приблизительно от 0,5 до 0,0 вес.%.

Кроме того, в стали по существу минимизируют примеси. Содержание фосфора (Р) предпочтительно составляет менее приблизительно 0,01 вес.%. Содержание серы (S) предпочтительно составляет менее приблизительно 0,004 вес.%. Содержание кислорода (О) предпочтительно составляет менее приблизительно 0,002 вес.%.

Технология обработки стального сляба

(1) Снижение DBTT

Достижение низкой величины DBTT, например ниже приблизительно -62С, в поперечном направлении основного листа и в HAZ является ключевым требованием при разработке HSLA сталей для применений при криогенных температурах. Техническое требование состоит в сохранении/увеличении прочности при настоящей технологии обработки HSLA, при одновременном снижении DBTT, особенно в HAZ. В настоящем изобретении используют сочетание легирования и технологию обработки для изменения как присущего от природы, так и определяемого микроструктурой вклада в сопротивление разрушению на пути к получению низколегированной стали с превосходными свойствами при криогенных температурах в основном листе и в HAZ, как описано ниже.

В настоящем изобретении определяемое микроструктурой вязкое поведение используют для снижения DBTT основной стали. Такое определяемое микроструктурой поведение включает измельчение предшествующего размера аустенитных зерен, модифицирование морфологии зерен с помощью обработки в режиме термомеханической контролируемой прокатки (ТМСР) и получение дисперсии трех фаз внутри мелких зерен, причем все это направлено на увеличение площади поверхности раздела высокоугловых границ на единицу объема в стальном листе. Как известно специалистам в данной области техники, термин "зерно", как его используют здесь, означает отдельный кристалл в поликристаллическом материале, а понятие "граница зерен", как его используют здесь, означает узкую зону в металле, соответствующую переходу от одной кристаллографической ориентации к другой, отделяя тем самым одно зерно от другого. Понятие "высокоугловая граница зерен", как его используют здесь, представляет границу зерен, которая разделяет два соседних зерна, кристаллографические ориентации которых отличаются более чем приблизительно на 8. Кроме того, понятие "высокоугловая граница или поверхность раздела", как его используют здесь, означает границу, или поверхность раздела, которая эффективно действует как высокоугловая граница зерен, а именно стремится отклонить распространяющуюся трещину или излом и тем самым вызвать возникновение извилистости в траектории разрушения.

Вклад ТМСР в суммарную площадь высокоугловых границ на единицу объема, S, определяется следующим уравнением:

d R

где d представляет собой средний размер аустенитного зерна в горячекатаном стальном листе перед прокаткой в температурном диапазоне, в котором не происходит рекристаллизация (предшествующий размер аустенитного зерна);

R - коэффициент обжатия (исходная толщина стального сляба/конечная толщина стального листа); и

r - уменьшение в процентах толщин стали при горячей прокатке в температурном диапазоне, в котором не происходит рекристаллизация аустенита.

В данной области техники хорошо известно, что по мере возрастания S стали DBTT уменьшается благодаря отклонению и сопровождающей его извилистости траектории разрушения у высокоугловых границ. При промышленном использовании ТСМР величину R фиксируют для заданной толщины листа, а верхний предел величины г составляет, как правило, 75. При заданной фиксированной величине R и r S по существу можно увеличить только за счет уменьшения d, что очевидно из приведенного выше уравнения. Для уменьшения d в сталях в соответствии с настоящим изобретением используют микролегирование Ti-Nb в сочетании с практикой оптимизации ТМСР. При одинаковой суммарной величине обжатия в процессе горячей прокатки/деформации у стали с исходно более мелким средним размером аустенитных зерен получат в результате более мелкий окончательный размер аустенитных зерен. Поэтому в соответствии с настоящим изобретением количество добавок Ti-Nb оптимизируют при использовании практики низкого подогрева, получая при этом желаемое замедление роста аустенитного зерна в процессе ТМСР. Как показано на фиг.2А, относительно низкую температуру, предпочтительно приблизительно от 955 до 1100С, используют для получения в подогретом стальном слябе 20' исходного среднего размера D' у аустенитных зерен менее приблизительно 120 мкм перед горячей деформацией. Обработка в соответствии с настоящим изобретением исключает чрезмерный рост аустенитного зерна, что является результатом использования более высоких температур подогрева, а именно более приблизительно 1100С, в обычном процессе ТМСР. Чтобы активировать динамическую рекристаллизацию, вызываемую измельчением зерен, используют высокие обжатия за проход, более приблизительно 10%, в процессе горячей прокатки в температурном диапазоне, при котором происходит рекристаллизация аустенита. Как показано на фиг.2В, при обработке в соответствии с настоящим изобретением получают средний размер предшествующих аустенитных зерен D" (т.е. d) менее приблизительно 50 мкм, предпочтительно менее приблизительно 30 мкм, более предпочтительно менее приблизительно 20 мкм и еще предпочтительней менее приблизительно 10 мкм, в стальном слябе 20" после горячей прокатки (деформации) в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, но перед горячей прокаткой в температурном диапазоне, в котором рекристаллизации аустенита не происходит. Кроме того, для получения эффективного уменьшения размера зерен в направлении поперек толщины используют высокие обжатия, предпочтительно превышающие в сумме приблизительно 70%, в температурном диапазоне ниже приблизительно температуры Т_nr но выше приблизительно температуры Аr₃ превращения. Как показано на фиг.2С, ТМСР в соответствии с настоящим изобретением приводит к образованию в аустените структуры с удлиненными блинчатыми зернами у готового стального листа 20'" с очень мелким эффективным размером зерен D'" в направлении поперек толщины, например с эффективным размером зерен D'" менее приблизительно 10 мкм, предпочтительно менее приблизительно 8 мкм, еще предпочтительней менее приблизительно 5 мкм, еще более предпочтительно менее приблизительно 3 мкм и еще более предпочтительно приблизительно от 2 до 3 мкм, при увеличении тем самым площади поверхности раздела высокоугловых границ, например, 21 на единицу объема в стальном листе 20'", как должно быть понятно специалистам в данной области техники.

Для минимизации анизотропии механических свойств в целом и для повышения вязкости и DBTT в поперечном направлении желательно свести к минимуму отношение размеров блинчатых зерен аустенита, т.е. усредненное отношение длины блинчатого зерна к его толщине. В соответствии с настоящим изобретением благодаря регулированию параметров ТМСР, как описано здесь, соотношение размеров блинчатых зерен поддерживают предпочтительно менее приблизительно 100, более предпочтительно менее приблизительно 75, еще предпочтительней менее приблизительно 50 и еще более предпочтительно менее приблизительно 25.

Заключительная прокатка в межкритическом температурном диапазоне также приводит к "блинчатости" в деформированном феррите, который образуется от разложения аустенита в процессе межкритической выдержки, что в свою очередь ведет к снижению эффективного размера зерен ("среднее расстояние скольжения") в направлении поперек толщины. Как использовано в описании настоящего изобретения, деформированный феррит представляет собой феррит, который образуется при разложении аустенита в ходе межкритической выдержки и деформации в процессе горячей прокатки с последующим его образованием. Поэтому деформированный феррит также имеет высокую степень субструктуры деформации, включая высокую плотность дислокаций (например, приблизительно 10⁸ или более дислокаций/см²), что повышает его прочность. Стали в соответствии с настоящим изобретением разработаны с вкладом от измельченного деформированного феррита и одновременным повышением прочности и вязкости.

Несколько более подробно, сталь в соответствии с настоящим изобретением получают путем изготовления сляба нужного состава, как описано здесь; нагрева сляба до температуры приблизительно от 955 до 1100С, предпочтительно, приблизительно от 955 до 1100С, предпочтительно приблизительно от 955 до 1065С; горячей прокатки сляба для получения стального листа за один или несколько проходов, обеспечивающих обжатие от 30 до 70% в первом температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита, т.е. приблизительно выше температуры Т_nr, дальнейшей горячей прокатки стального листа за один или несколько проходов, обеспечивающих обжатие приблизительно от 40 до 80% во втором температурном диапазоне приблизительно ниже температуры Т_nr и выше приблизительно т