Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист

Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист

Реферат

 

Изобретение относится к листам из сверхпрочных, свариваемых низколегированных сталей с превосходной вязкостью при криогенных температурах как в основном листе, так и в зоне теплового влияния при сварке и к способу получения таких стальных листов. Техническим результатом изобретения является снижение температуры вязкохрупкого перехода до температуры менее приблизительно -62С у основной стали в поперечном направлении и в свариваемой зоне теплового влияния, достижение прочности на разрыв более приблизительно 830 МПа и получение превосходной свариваемости. Сверхпрочную свариваемую низколегированную сталь с превосходной вязкостью при криогенных температурах в основном листе и в зоне теплового влияния при сварке, имеющую прочность на разрыв более приблизительно 830 МПа и микроструктуру, включающую (i) преимущественно мелкокристаллический нижний бейнит, мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, мелкозернистый бейнит (FGB) или их смеси и (ii) приблизительно вплоть до 10 об.% остаточного аустенита, получают нагревом стального сляба, включающего железо и конкретное весовое содержание нескольких или всех из добавок углерода, никеля, марганца, 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; заключительной прокаткой листа в одном или нескольких проходах в температурном диапазоне ниже температуры рекристаллизации аустенита и выше температуры превращения Ar₃; закалкой готового катаного стального листа до конкретной температуры прекращения закалки (QST); окончанием закалки; и либо выдержкой листа в течение определенного времени по существу изотермически при QST, или медленным охлаждением листа перед воздушным охлаждением, или просто охлаждением листа на воздухе до окружающей температуры. 5 с. и 25 з.п. ф-лы, 4 табл., 5 ил.

Область техники

Настоящее изобретение относится к листам из сверхпрочных, свариваемых низколегированных 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 контейнерах для безопасного и экономичного хранения и транспортировки других летучих жидкостей с высоким давлением пара, таких как метан, этан и пропан, при криогенных температурах. Для таких резервуаров необходимо разработать свариваемую сталь, причем сталь должна иметь соответствующую прочность для противостояния давлению жидкости и соответствующую вязкость для предотвращения возникновения разрушения, т.е. случая разрушения в условиях работы как в основной стали, так и в HAZ.

Температура вязкохрупкого перехода (DBTT) характеризует два режима разрушения у конструкционных сталей. При температурах ниже DBTT существует тенденция разрушения стали путем низкоэнергетического расщепляющего (хрупкого) излома, тогда как при температурах выше DBTT существует тенденция разрушения стали путем высокоэнергетического вязкого излома. Свариваемые стали, используемые для изготовления контейнеров для хранения и транспортировки с применением при упомянутых выше криогенных температурах и для других видов эксплуатации в условиях несения нагрузок и при криогенных температурах, должны иметь величины DBTT существенно ниже температуры эксплуатации как у основной стали, так и в HAZ, чтобы избежать низкоэнергетического расщепляющего излома.

Никельсодержащие стали, обычно используемые для конструкционных применений при криогенных температурах, например стали с содержанием никеля более приблизительно 3 вес.%, имеют низкие значения DBTT, но также имеют относительно низкую прочность на разрыв. Как правило, поставляемые промышленностью стали с 3,5 вес.% Ni, 5,5 вес.% Ni и 9 вес.% Ni имеют значения DBTT приблизительно -100С, -155С и -175С соответственно, и прочности на разрыв приблизительно вплоть до 485 МПа, 620 МПа 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 должны учитывать их относительно низкие величины прочности на разрыв. При проектировании обычно требуются чрезмерные толщины 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 стали.

С другой стороны, некоторые выпускаемые промышленно, соответствующие состоянию техники, низко- и среднеуглеродистые высокопрочные низколегированные (HSLA) стали, например, AISI 4320 или 4330 имеют потенциал для получения повышенных величин прочности на растяжение (например, более приблизительно 830 МПа) при низкой стоимости, но имеют недостаток в связи с относительно высокими значениями DBTT в основном и особенно в зоне (HAZ) теплового влияния 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 данному 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 диапазоне зонах HAZ, т.е. HAZ, нагреваемых до температуры приблизительно от температуры превращения Аc₁ приблизительно 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 мартенсита-аустенита (МА) в HAZ. Например, DBTT для HAZ в соответствующей уровню техники стали HSLA трубопровода X100 для транспортирования нефти и газа является выше приблизительно -50°С. 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 обеспечивающих также превосходную свариваемость и необходимый потенциал толстых сечений, т.е. способность обеспечивать по существу нужную микроструктуру и свойства (например, прочность и вязкость), в частности, при толщине, равной или больше 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 48XX, 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 главными целями 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 свариваемой HAZ, (ii) достижения прочности на разрыв более приблизительно 830 МПа и (iii) получения превосходной свариваемости. Другими целями настоящего изобретения является достижение возможности получения вышеупомянутых HSLA сталей с толстыми сечениями, предпочтительно с толщиной, равной или больше 25 мм, и обеспечение такого использования современных промышленных технологий обработки, чтобы использование таких сталей в промышленных процессах при криогенных температурах стало экономически осуществимо.

Раскрытие изобретения

В соответствии с приведенными выше целями настоящего изобретения разработана технология обработки, в которой сляб из низколегированной стали необходимого химического состава подогревают до соответствующей температуры, затем подвергают горячей прокатке до 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 микроструктуры, включающей (i) преимущественно мелкокристаллический нижний бейнит, мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, мелкозернистый бейнит (FGB) или их смеси, и (ii) приблизительно вплоть до 10 об.% остаточного аустенита. FGB в соответствии с настоящим изобретением представляет собой конгломерат, включающий как основную по объему составляющую бейнитный феррит (по меньшей мере, приблизительно 50 вес.%) и частицы смесей мартенсита и остаточного аустенита как меньшие составляющие (менее приблизительно 50 об.%). Как использовано в настоящем изобретении, понятия "преимущественно", "преимущественный" и "основной" все означают, по меньшей мере, приблизительно 50 об.%, а "меньший" означает менее приблизительно 50 об.%.

Что касается этапов обработки в соответствии с настоящим изобретением: в некоторых вариантах подходящей QST является температура окружающей среды. В других вариантах подходящей QST является температура, более высокая, чем температура окружающей среды, а закалка сопровождается соответствующим медленным охлаждением до температуры охлаждающей среды, как описано далее более подробно. В одном из вариантов настоящего изобретения после закалки до подходящей QST стальной лист медленно охлаждают воздухом до температуры окружающей среды. В другом варианте стальной лист выдерживают по существу изотермически при QST в течение приблизительно вплоть до пяти (5) минут с последующим воздушным охлаждением до температуры окружающей среды. В еще одном варианте стальной лист медленно охлаждают со скоростью ниже приблизительно 1,0С/сек в течение приблизительно вплоть до пяти (5) минут с последующим охлаждение до температуры окружающей среды. Как использовано в описании настоящего изобретения, закалку относят к ускоренному охлаждению любыми средствами, с помощью которых используют жидкость, выбранную за ее способность увеличивать скорость охлаждения стали, в отличие от воздушного охлаждения стали до температуры окружающей среды.

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 (Cr), предпочтительно вплоть до приблизительно 1,0 вес.%, а более предпочтительно, приблизительно от 0,2 до 0,6 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.%.

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.

Иногда в сталь добавляют бор (В), предпочтительно, вплоть до приблизительно 0,0020 вес.%, а более предпочтительно, приблизительно от 0,006 до 0,0015 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.%.

Конкретная микроструктура, получаемая в соответствии с настоящим изобретением, зависит как от химического состава сляба из низколегированной стали, который обрабатывают, так и от реальных этапов обработки, которые чередуются при обработке стали. Например, без ограничения настоящего изобретения некоторыми конкретными микроструктурами, которые получают, являются следующие. В одном варианте получают преимущественно микрослоистую микроструктуру, включающую мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, мелкокристаллический нижний бейнит или их смеси, и приблизительно вплоть до 10 об.% тонких слоев остаточного аустенита, предпочтительно, приблизительно от 1 до 5 об.% тонких слоев остаточного аустенита. Другие составляющие в данном варианте включают мелкозернистый бейнит (FGB), полигональный феррит (PF), деформированный феррит (DF), игольчатый феррит (AF), верхний бейнит (UB), деградированный верхний бейнит (DUB) и т.п., все хорошо известны специалистам в данной области техники. Данный вариант обычно обеспечивает прочность на разрыв, превышающую приблизительно 930 МПа. В еще одном варианте настоящего изобретения после закалки до QST, а затем соответствующего медленного охлаждения до температуры окружающей среды стальной лист имеет микроструктуру, включающую преимущественно FGB. Другие составляющие, которые входят в микроструктуру, могут включать мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, мелкокристаллический нижний бейнит, остаточный аустенит (RA), PF, DF, AF, UB, DUB и т.д. Данный вариант обычно обеспечивает прочность на разрыв на нижнем диапазоне настоящего изобретения, т.е. прочность на разрыв приблизительно 830 МПа или более. Как более подробно описано здесь, величина Nc, показатель, определяемый химическим составом стали (как далее описано здесь и в Словаре терминов), также влияет на прочность и потенциал толстых сечений, а также на микроструктуру сталей в соответствии с настоящим изобретением.

Кроме того, в соответствии с приведенными выше целями 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, для толщины 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, более предпочтительно, более приблизительно 900 МПа и еще предпочтительней, более приблизительно 1000 МПа, (iii) превосходная свариваемость и (iv) повышенная вязкость по сравнению со стандартными выпускаемыми промышленно HSLA сталями.

Описание чертежей

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

На фиг.1А представлена схема превращений при непрерывном охлаждении (ССТ), показывающая, как в процессе старения аустенита согласно настоящему изобретению получают микрослоистую микроструктуру в стали в соответствии с настоящим изобретением.

На фиг.1В представлена схема превращений при непрерывном охлаждении (ССТ), показывающая, как в процессе старения аустенита согласно настоящему изобретению получают микроструктуру FGB в стали в соответствии с настоящим изобретением.

На фиг.2А (предшествующее состояние техники) представлена иллюстративная схема, показывающая распространение расщепленной трещины через границы пластинок в смешанной микроструктуре нижнего бейнита и мартенсита в обычной стали.

На фиг.2В представлена иллюстративная схема, показывающая извилистый путь трещины благодаря присутствию фазы остаточного аустенита в микрослоистой микроструктуре у стали в соответствии с настоящим изобретением.

На фиг.2С представлена иллюстративная схема, показывающая извилистый путь трещины в микроструктуре FGB у стали в соответствии с настоящим изобретением.

На фиг.3А представлена иллюстративная схема размера аустенитных зерен в стальном слябе после подогрева в соответствии с настоящим изобретением.

На фиг.3В 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 рекристаллизации аустенита, в соответствии с настоящим изобретением.

На фиг.3С 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.4 представлена полученная на трансмиссионном электронном микроскопе фотография, выявляющая микрослоистую микроструктуру в стальном листе, обозначенном как A3 в таблице II ниже.

На фиг.5 представлена полученная на трансмиссионном электронном микроскопе фотография, выявляющая микроструктуру FGB в стальном листе, обозначенном как А5 в таблице II ниже.

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. 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 на разрыв. Присущего от природы вязкого поведения достигают обоснованным балансом 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 активированием микрослоистой микроструктуры.

Эффективный размер мелких зерен в соответствии с настоящим изобретением получают двумя путями. Во-первых, используют обработку в режиме термомеханической контролируемой прокатки (ТМСР), как подробно описано ниже, для получения в аустените структуры с тонкими блинчатыми зернами по окончании прокатки в режиме ТМСР. Это является важным первым этапом измельчения микроструктуры в соответствии с настоящим изобретением. Во-вторых, дальнейшего измельчения блинчатых зерен аустенита достигают благодаря превращению блинчатых зерен аустенита в прослойки микрослоистой структуры, FGB или их смеси. 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 зерен аустенита в прослойки микрослоистой структуры или FGB соответственно. Как далее описано ниже, D''' на фиг.3С иллюстрирует толщину блинчатых зерен аустенита по окончании прокатки в режиме ТМСР в соответствии с настоящим изобретением. Прослойки образуются внутри блинчатых зерен аустенита. Ширина блинчатого зерна на чертежах не показана. Такой комплексный подход обеспечивает получение очень эффективного размера мелких зерен, особенно в направлении поперек толщины стального листа в соответствии с настоящим изобретением.

Далее, как показано на фиг.2В, в стали, имеющей преимущественно микрослоистую микроструктуру в соответствии с настоящим изобретением, преимущественно микрослоистая микроструктура содержит чередующиеся пластинки 28 либо мелкокристаллического нижнего бейнита, или мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, либо из смесей, и тонкие слои 30 остаточного аустенита. Предпочтительно средняя толщина тонких пленок 30 остаточного аустенита составляет менее приблизительно 10 вес.% от средней толщины пластинок 28. Еще предпочтительней, средняя толщина тонких пленок 30 остаточного аустенита составляет менее приблизительно 10 нм, а средняя толщина пластинок 28 составляет приблизительно 0,2 мкм. Мелкокристаллический пластинчатый мартенсит и мелкокристаллический нижний бейнит присутствуют в прослойках внутри блинчатых аустенитных зерен, состоящих из нескольких одинаково ориентированных пластинок. Как правило, внутри блинчатого зерна имеется более одной прослойки, а сама прослойка состоит приблизительно из 5-8 пластинок. Ширина прослойки представляет эффективный размер зерна в данных структурах, и она оказывает значительное влияние на сопротивление расщепляющему разрушению и на DBTT, причем чем тоньше ширина прослойки, тем ниже получают DBTT. В соответствии с настоящим изобретением предпочтительная средняя ширина составляет менее приблизительно 5 мкм, а более предпочтительно, менее приблизительно 3 мкм, и еще предпочтительней, менее приблизительно 2 мкм. (Определение понятия "высокоугловая граница" смотрите в Словаре терминов.)

Далее, на фиг.2С схематично изображена микроструктура FGB, которая может быть либо преимущественной, либо меньшей по объему составляющей сталей в соответствии с настоящим изобретением. В соответствии с настоящим изобретением FGB представляет собой конгломерат, который включает бейнитный феррит 21 как основную составляющую и частицы смесей мартенсита и остаточного аустенита 23 как меньшие по объему составляющие.

В соответствии с настоящим изобретением FGB имеет очень мелкий размер зерен, соответствующий средней ширине прослоек описанной выше микроструктуры мелкокристаллического пластинчатого мартенсита и мелкокристаллического нижнего бейнита. FGB может образовываться в сталях в соответствии с настоящим изобретением в процессе закалки до QST и/или в течение изотермической выдержки при QST и/или медленного охлаждения от QST, особенно в центре толстого, 25 мм, когда суммарное легирование стали является низким и/или если сталь не содержит достаточного количества "эффективного" бора, т.е. когда бор не связан в оксиде и/или в карбиде. В данных примерах и в зависимости от скорости охлаждения в процессе закалки, и от суммарного химического состава стали FGB может образовываться либо как меньшая по объему, или как основная составляющая. В соответствии с настоящим изобретением предпочтительный средний размер FGB составляет менее приблизительно 3 мкм, более предпочтительно, менее приблизительно 2 мкм, еще предпочтительней, менее приблизительно 1 мкм. Соседние зерна бейнитного феррита 21 образуют высокоугловые границы 27, у которых граница зерна разделяет два соседних зерна, чьи кристаллографические ориентации различаются приблизительно более чем на 15, благодаря чему границы действуют вполне эффективно при отклонении трещины и увеличении извилистости трещины. (Определение "высокоугловая граница" смотрите в Словаре терминов.) В FGB согласно настоящему изобретению мартенсит является предпочтительно низкоуглеродистым (0,4 вес.%), сдвигового типа, при малом количестве или без двойников и содержит диспергированный остаточный аустенит. Такой мартенсит/остаточный аустенит благоприятны для вязкости и DBTT. Объемное содержание этих меньших по объему составляющих в FGB в соответствии с настоящим изобретением может изменяться в зависимости от состава стали и ее обработки, но составляет предпочтительно менее приблизительно 40 об.%, более предпочтительно, менее приблизительно 20 об.%, и еще предпочтительней, мене приблизительно 10 об.%. FGB. Частицы мартенсит/остаточный аустенит в FGB эффективны для обеспечения дополнительного отклонения трещины и ее извилистости внутри FGB, подобно описанному выше для варианта микрослоистой микроструктуры. Прочность FGB в соответствии с настоящим изобретением, которая по оценкам должна составлять приблизительно от 690 до 760 МПа, является значительно ниже, чем у мелкокристаллического пластинчатого мартенсита или мелкокристаллического нижнего бейнита, которая может быть, в зависимости от содержания углерода в стали, более приблизительно 930 МПа. В настоящем изобретении было обнаружено, что при содержании углерода в сталях приблизительно от 0,030 до 0,065 вес.%, количество FGB (усредненное по толщине) в микроструктуре предпочтительно ограничить до менее приблизительно 40 об.%, для того чтобы прочность листа превзошла приблизительно 930 МПа.

Старение аустенита используется в настоящем изобретении для облегчения образования микрослоистой микроструктуры за счет содействия сохранению необходимых тонких прослоек остаточного аустенита при температурах окружающей среды. Как известно специалистам в данной области техники, старение аустенита является процессом, в котором старение аустенита повышают за счет соответствующей термической обработки перед его превращением в нижний бейнит и/или мартенсит. В настоящем изобретении для содействия старению аустенита используют закалку стального листа до подходящей QST, последующего медленного охлаждения на окружающем воздухе или с помощью других средств медленного охлаждения, описанных выше, до температуры окружающей среды. В данной области техники известно, что старение аустенита содействует термической стабилизации аустенита, которая в свою очередь приводит к сохранению аустенита, когда сталь впоследствии охлаждают до температур окружающей среды и ниже. Сочетание уникального химического состава и технологии обработки в соответствии с настоящим изобретением при достаточном времени выдержки в начале бейнитного превращения после окончания закалки позволяет получить, в процессе соответствующего старения аустенита в течение выдержки, тонкие прослойки аустенита в микрослоистой микроструктуре. Например, как можно видеть на фиг.1А, в одном варианте сталь, обрабатываемую в соответствии с настоящим изобретением, подвергают контролируемой прокатке 2 в указанных температурных диапазонах (как описано ниже более подробно); затем сталь подвергают закалке 4 от точки 6 начала закалки, пока закалку не прекращают в точке 8 (т.е. QST) окончания закалки. После окончания закалки в точке 8 (QST) прекращения закалки, (i) в одном варианте стальной лист выдерживают по существу изотермически при QST в течение периода времени, предпочтительно вплоть до 5 мин, а затем охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды, как показано пунктирной линией 12, (ii) в другом варианте стальной лист медленно охлаждают от QST со скоростью ниже приблизительно 1,0С/сек в течение вплоть до 5 мин, перед тем как стальной лист охлаждают до температуры охлаждающей среды, как показано штрихпунктирной линией 11, (iii) в еще одном варианте можно дать стальному листу охладиться на воздухе до температуры окружающей среды, как показано точечной линией 10. В любом из различных вариантов обработки остаются тонкие прослойки аустенита после образования пластинок нижнего бейнита в области 14 нижнего бейнита и пластинок мартенсита в области 16 мартенсита. Область 18 верхнего бейнита и область 19 феррита/перлита предпочтительно по существу минимизированы или исключены. Как можно видеть на фиг.1В, в другом варианте сталь, обрабатываемую в соответствии с настоящим изобретением, т.е. сталь другого химического состава, чем у стали, обработка которой представлена на фиг.1А, подвергают контролируемой прокатке 2 в указанных температурных диапазонах (как описано ниже более подробно); затем сталь подвергают закалке 4 от точки 6 начала закалки, пока закалку не прекращают в точке 8 (т.е. QST) окончания закалки. После окончания закалки в точке 8 (QST) прекращения закалки, (i) в одном варианте стальной лист выдерживают по существу изотермически при QST в течение периода времени, предпочтительно вплоть до 5 мин, а затем охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды, как показано пунктирной линией 12, (ii) в другом варианте стальной лист медленно охлаждают от QST со скоростью ниже приблизительно 1,0С/сек в течение вплоть до 5 мин, перед тем как стальной лист охлаждают до температуры охлаждающей среды, как показано штрихпунктирной линией 11, (iii) в еще одном варианте можно дать стальному листу охладиться на воздухе до температуры окружающей среды, как показано точечной линией 10. В любом из вариантов FGB образуется в области 17 FGB перед образованием пластинок нижнего бейнита в области 14 нижнего бейнита и пластинок мартенсита в области 16 мартенсита. Область верхнего бейнита (не показана на фиг.1В) и область 19 феррита/перлита по существу минимизированы или исключены. В сталях в соответствии с настоящим изобретением повышение старения аустенита происходит благодаря новому сочетанию химического состава сталей и технологии обработки, приведенным в данном описании.

Составляющие бейнита и мартенсита и фаза остаточного аустенита микрослоистой микроструктуры выбраны для использования повышенных показателей прочности мелкокристаллического нижнего бейнита и мелкокристаллического пластинчатого мартенсита и повышенного сопротивления остаточного аустенита излому расщеплением. Микрослоистая микроструктура оптимизирована по существу для максимального увеличения извилистости пути трещины, что повышает тем самым сопротивление распространению трещины для получения значительной вязкости, определяемой микроструктурой.

Меньшие по объему составляющие FGB в соответствии с настоящим изобретением, а именно частицы мартенсит/остаточный аустенит, действуют во многом одинаковым образом, как описано выше в отношении микрослоистой структуры для получения повышенного сопротивления распространению трещины. Кроме того, в FGB поверхности раздела бейнитный феррит/бейнитный феррит и поверхности раздела частиц мартенсит/остаточный аустенит/бейнитный феррит являются высокоугловыми границами, которые очень эффективно повышают извилистость трещины и тем самым сопротивление распространению трещины.

В соответствии с изложенным выше разработан способ получения сверхпрочного стального листа, имеющего микроструктуру, включающую преимущественно мелкокристаллический пластинчатый мартенсит, мелкокристаллический нижний бейнит, FGB или их смеси, 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 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 Ar₃; (d) закалки стального листа со скоростью охлаждения, по меньшей мере, 10С/сек до температуры прекращения закалки (QST) ниже приблизительно 550С, а предпочтительно выше приблизительно 100С, и еще предпочтительней ниже приблизительно температуры превращения M_S плюс 100С и выше приблизительно температуры превращения M_S, и (е) прекращения упомянутой закалки. QST также может быть ниже температуры превращения M_S. В этом случае явление старения аустенита, как описано выше, еще применимо к аустениту, который остается после частичного превращения в мартенсит при QST. В другом случае QST может быть температурой окружающей среды или ниже, при которой некоторое старение аустенита еще может происходить в процессе закалки до такой QST. В одном варианте способ в соответствии с настоящим изобретением, кроме того, включает этап, допускающий охлаждение на воздухе стального листа до температуры охлаждающей среды от QST. В другом варианте способ в соответствии с настоящим изобретением, кроме того, включает этап выдержки стального листа по существу изотермически при QST в течение вплоть до 5 мин перед тем, как дать стальному листу охладиться на воздухе до температуры окружающей среды. В еще одном варианте способ в соответствии с настоящим изобретением, кроме того, включает этап медленного охлаждения стального листа от QST при скорости ниже приблизительно 1,0/сек в течение вплоть до 5 мин перед тем, как дать стальному листу охладиться на воздухе до температуры окружающей среды. Такая обработка облегчает превращение в стальном листе в микроструктуру преимущественно мелкокристаллического пластинчатого мартенсита, мелкокристаллического нижнего бейнита, FGB или их смесей. (Определения температуры Т_nr и температур превращений Ar₃ и М_S