Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва (варианты), способ получения такой стали, а также способ изготовления листа из указанной стали, высокопрочная стальная труба (вариант) и способ изготовления высокопрочной стальной трубы

Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва (варианты), способ получения такой стали, а также способ изготовления листа из указанной стали, высокопрочная стальная труба (вариант) и способ изготовления высокопрочной стальной трубы

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Предпосылки создания изобретения

Область техники, к которой относится изобретение

Настоящее изобретение относится к сверхвысокопрочной горячекатаной стали, имеющей предел прочности при растяжении не менее 800 МПа, в частности не менее 900 МПа, с превосходной вязкостью основной стали и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва в диапазоне температур от -60°С до 0°С (именуемых далее ″вязкостью при низких температурах″ и ″вязкостью в зоне термического влияния сварного шва″) и способу ее получения, а также способу изготовления стального листа и стальной трубы из упомянутой горячекатаной стали.

Такие сверхвысокопрочные горячекатаные стали после дальнейшей обработки и сварки широко используются в трубопроводных трубах для транспортировки природного газа или сырой нефти, сосудах высокого давления, сварных конструкциях и т.п.

Описание известного уровня техники

За последние годы к стальному листу для трубопроводной трубы, применяемой для перекачивания воды (например, в случае напорного трубопровода), или для сосуда высокого давления принято предъявлять требования высокой прочности и вязкости при низких температурах. Например, в случае стального листа для трубопроводной трубы уже предприняты различные исследования в связи с изготовлением сверхвысокопрочного стального листа, имеющего предел прочности при растяжении не менее 800 МПа (не менее X100 по стандарту Американского нефтяного института (АНИ)), и высокопрочных сталей с превосходной вязкостью при низких температурах, превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва и превосходной свариваемостью, описанных в японских патентах №№ 3244986 и 3262972. Кроме того, сверхвысокопрочная трубопроводная труба, имеющая предел прочности при растяжении не менее 900 МПа, и способ ее изготовления описаны в не подвергавшейся экспертизе японской патентной публикации № 2000-199036.

Вместе с тем, хотя энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи при температуре -20°С в зоне термического влияния, на которую накладывают однослойный сварной шов, в стальном листе для трубопроводной трубы, описанной в вышеупомянутых японских патентах №№ 3244986 и 3262972, составляет не менее 100 Дж, что очень хорошо, вязкость металла в зоне сварного шва иногда снижается в зоне термического влияния, в которой накладывают сварной шов, состоящий из двух или более слоев, при некоторых условиях сварки.

Кроме того, хотя энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи основной сталью при температуре -40°С стального листа для трубопроводной трубы, описанной в вышеупомянутых японских патентах №№ 3244986 и 3262972, а также в вышеупомянутой не подвергавшейся экспертизе японской патентной публикации № 2000-199036, составляет в среднем не менее 200 Дж, когда количество (в дальнейшем обозначаемое символом n) образцов, подвергаемых испытаниям при использовании одного и того же материала и одних и тех же условий испытаний, равно трем, и упомянутый результат является очень хорошим, все же возникает проблема, заключающаяся в том, что энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи некоторыми образцами, составляет менее 200 Дж, а в некоторых образцах ее дисперсия является большей.

В результате подробного исследования проблемы дисперсии вязкости при низких температурах выяснилось, что энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, с вероятностью 20 процентов составляла менее 200 Дж, когда испытание на удар по Шарпи проводили при температуре -40°С при нарастании числа n, а кроме того, энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи некоторыми образцами, не превышала 100 Дж, причем на поверхностях разрушения образцов наблюдались грани хрупкого разрушения, когда испытание на удар по Шарпи проводилось в диапазоне температур от -60°С до температуры, не превышавшей -40°С.

Кстати, авторы данного изобретения предложили способ повышения вязкости при низких температурах за счет адаптации с этой целью способа сварки, описанного в японской патентной заявке №2001-336670. Однако и в этом случае выяснилось, что предложенный способ не готов к немедленному применению, потому что он оказался не пригодным для массового производства и потребовал внедрения нового оборудования. Ввиду вышеописанной ситуации требуется разработка высокопрочной трубопроводной трубы с превосходной вязкостью при низких температурах, характерной как для основной стали, так и для (стали) сварного шва.

Краткое изложение сущности изобретения

В данном изобретении предложена сверхвысокопрочная сталь, имеющая предел прочности при растяжении не менее 800 МПа, и стальная труба, изготовленная из такой стали, причем эта сталь имеет превосходную вязкость в зоне термического влияния сварного шва, в частности, превосходную энергию, характеризующую работу хрупкого разрушения, в случае наложения многослойного сварного шва, имеет энергию, поглощаемую при испытании на удар по Шарпи основной сталью при температуре -40°С, в среднем не менее 200 Дж и небольшую дисперсию, имеет превосходную вязкость при низких температурах, а также является легко свариваемой на строительной площадке. В контексте изобретения энергия, характеризующая работу хрупкого разрушения, - это энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, измеренная в том диапазоне температур, в котором некоторый материал претерпевает стопроцентное пластическое разрушение, когда испытанию на удар по Шарпи при различных температурах подвергают этот же материал, который претерпевает хрупкое разрушение при низкой температуре.

Авторы данного изобретения провели интенсивные исследования химических компонентов материала стали и ее микроструктуры для получения высокопрочной стали, имеющей предел прочности при растяжении не менее 800 МПа (не менее X100 по стандарту АНИ), имеющей энергию, характеризующую работу хрупкого разрушения, не менее 100 Дж в зоне термического влияния сварного шва, на которую накладывают многослойный сварной шов, имеющую энергию, поглощаемую при испытании на удар по Шарпи, в среднем не менее 200 Дж и небольшую дисперсию в диапазоне температур, не превышающих -40°С, а также легко свариваемую на строительной площадке.

В результате этих исследований авторы данного изобретения, во-первых, выяснили, что снижение вязкости при низких температурах при сварке с наложением двухслойного сварного шва было вызвано карбонитридом ниобия, а в дальнейшем были получены доказательства того, что количество Nb оказывается исключительно значимым при попытках избежать упомянутого снижения. Во-вторых, в связи с основной сталью оказалось, что иногда при некоторых условиях испытаний наблюдалась малая энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, и авторы данного изобретения выяснили, что эта малая энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, была вызвана, в частности, существованием крупных зерен, и обнаружили, что уменьшение количества Nb проявило себя исключительно эффективной контрмерой.

В соответствии с данным изобретением высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах была получена за счет дополнительного регулирования параметра Р, который представлял собой показатель упрочняемости, в подходящем диапазоне для повышения предела прочности, уменьшавшегося, как только уменьшали количество Nb.

Данное изобретение сделано на основе вышеизложенных открытий, а его сущность изложена ниже.

(1) Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что содержит по массе:

С: 0,02-0,10%,

Si: не более 0,6%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,003%,

Ni: 0,01-2,0%,

Мо: 0,2-0,6%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

Al: не более 0,070%, и

N: не более 0,0060%,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 1,9 до 3,5, а микроструктура стали состоит в основном из мартенсита и бейнита:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+Мо-0,5.

(2) Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что содержит по массе:

С: 0,02-0,10%,

Si: не более 0,6%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,003%,

Ni: 0,01-2,0%,

Мо: 0,1-0,6%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

В: 0,0003-0,0030%,

Al: не более 0,070%, и

N: не более 0,0060%, чтобы удовлетворить выражению Ti-3,4N≥0,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 2,5 до 4,0, а микроструктура стали состоит в основном из мартенсита и бейнита:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо.

(3) Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по п.п.(1) или (2), отличающаяся тем, что дополнительно содержит по массе один или более из таких элементов, как

V: 0,001-0,10%,

Cu: 0,01-1,0%,

Cr: 0,01-1,0%,

Са: 0,0001-0,01%,

редкоземельный металл (РЗМ): 0,0001-0,02%, и

Mg: 0,0001-0,006%.

(4) Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по любому из п.п.(1)-(3), отличающаяся тем, что средний диаметр исходных аустенитных зерен в стали не превышает 10 мкм.

(5) Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что содержит по массе:

С: от 0,02 до менее 0,05%,

Si: не более 0,6%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,001%,

Ni: 0,01-2,0%,

Мо: 0,1-0,6%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

В: 0,0003-0,0030%,

Al: не более 0,070%, и

N: не более 0,0060%, чтобы удовлетворить выражению Ti-3,4N≥0, а также один или более из таких элементов, как

V: 0,001-0,10%,

Cu: 0,01-1,0%, и

Cr: 0,01-1,0%,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 2,5 до 4,0, микроструктура стали состоит в основном из мартенсита и бейнита, а средний диаметр исходных аустенитных зерен в стали не превышает 10 мкм:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо.

(6) Высокопрочная сталь с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что содержит по массе:

С: от 0,02 до менее 0,05%,

Si: не более 0,6%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,001%,

Ni: 0,01-2,0%,

Мо: 0,1-0,6%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

В: 0,0003-0,0030%,

Al: не более 0,070%, и

N: не более 0,0060%, чтобы удовлетворить выражению Ti-3,4N≥0, а также один или более из таких элементов, как

V: 0,001-0,10%,

Cu: 0,01-1,0%,

Cr: 0,01-1,0%, и

Са: 0,0001-0,01%,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 2,5 до 4,0, микроструктура стали состоит в основном из мартенсита и бейнита, а средний диаметр исходных аустенитных зерен в стали не превышает 10 мкм:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо.

(7) Способ изготовления высокопрочного стального листа с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, являющийся способом изготовления стального листа из отливки, содержащей компоненты по любому из п.п.(1)-(3), (5) и (6), отличающийся тем, что повторно нагревают отливку до температуры, не меньшей, чем температура Ас₃, осуществляют горячую прокатку этой отливки, а затем охлаждают полученный стальной лист со скоростью охлаждения не менее 1°С/сек до температуры не более 550°С.

(8) Способ изготовления высокопрочного стального листа с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по п.(7), отличающийся тем, что осуществляют формование в холодном состоянии охлажденного стального листа с получением трубы, а потом накладывают на ее стыкуемую часть продольный сварной шов.

(9) Высокопрочная стальная труба с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что в этой трубе, имеющей часть, состыкованную посредством наложения продольного сварного шва, основная сталь содержит по массе:

С: 0,02-0,1%,

Si: не более 0,8%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,003%,

Ni: 0,01-2%,

Мо: 0,2-0,8%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,03%,

Al: не более 0,1%, и

N: не более 0,008%,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 1,9 до 4,0, а микроструктура состоит в основном из мартенсита и бейнита:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+Мо-0,5.

(10) Высокопрочная стальная труба с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что в этой трубе, имеющей часть, состыкованную посредством наложения продольного сварного шва, основная сталь содержит по массе:

С: 0,02-0,10%,

Si: не более 0,8%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,003%,

Ni: 0,01-2%,

Мо: 0,1-0,8%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

В: 0,0003-0,003%,

Al: не более 0,1%, и

N: не более 0,008%, чтобы удовлетворить выражению Ti-3,4N≥0,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 2,5 до 4,0, а микроструктура состоит в основном из мартенсита и бейнита:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо.

(11) Высокопрочная стальная труба с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по п.п.(9) или (10), отличающаяся тем, что дополнительно содержит по массе один или более из таких элементов, как

V: 0,001-0,3%,

Cu: 0,01-1%,

Cr: 0,01-1%,

Са: 0,0001-0,01%,

РЗМ: 0,0001-0,02%, и

Mg: 0,0001-0,006%.

(12) Высокопрочная стальная труба с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по любому из п.п.(9)-(11), отличающаяся тем, что средний диаметр аустенитных зерен в стальной трубе не превышает 10 мкм.

(13) Высокопрочная стальная труба с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что в этой трубе, имеющей часть, состыкованную посредством наложения продольного сварного шва, основная сталь содержит по массе:

С: от 0,02 до менее 0,05%,

Si: не более 0,8%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,001%,

Ni: 0,01-2%,

Мо: 0,1-0,8%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

В: 0,0003-0,003%,

Al: не более 0,1%, и

N: не более 0,008%, чтобы удовлетворить выражению Ti-3,4N≥0, а также один или более из таких элементов, как

V: 0,001-0,3%,

Cu: 0,01-1%, и

Cr: 0,01-1%,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 2,5 до 4,0, микроструктура состоит в основном из мартенсита и бейнита, а средний диаметр аустенитных зерен не превышает 10 мкм:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо.

(14) Высокопрочная стальная труба с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающаяся тем, что в этой трубе, имеющей часть, состыкованную посредством наложения продольного сварного шва, основная сталь содержит по массе:

С: от 0,02 до менее 0,05%,

Si: не более 0,8%,

Mn: 1,5-2,5%,

Р: не более 0,015%,

S: не более 0,003%,

Ni: 0,01-2%,

Мо: 0,1-0,8%,

Nb: менее 0,010%,

Ti: не более 0,030%,

В: 0,0003-0,0030%,

Al: не более 0,1%, и

N: не более 0,008 %, чтобы удовлетворить выражению Ti-3,4N≥0, а также один или более из таких элементов, как

V: 0,001-0,3%,

Cu: 0,01-1%.

Cr: 0,01-1%,

Са: 0,0001-0,01%,

остальное - Fe и неизбежные примеси, при этом параметр Р в стали, определяемый нижеследующим выражением, находится в диапазоне от 2,5 до 4,0, микроструктура состоит в основном из мартенсита и бейнита, а средний диаметр аустенитных зерен не превышает 10 мкм:

Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо.

(15) Способ изготовления высокопрочной стальной трубы с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва, отличающийся тем, что повторно нагревают отливку, содержащую компоненты по любому из п.п.(9)-(14), до температуры, не меньшей, чем температура Ас₃, осуществляют горячую прокатку этой отливки, а затем охлаждают полученный стальной лист со скоростью охлаждения не менее 1°С/сек до температуры не более 550°С, осуществляют формование в холодном состоянии охлажденного стального листа с приданием ему формы трубы, потом проводят дуговую сварку под флюсом стыкуемой части с наружной и внутренней сторон трубы, а после этого подвергают стальную трубу развальцовке.

(16) Способ изготовления высокопрочной стальной трубы с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по п.(15), отличающийся тем, что нагревают состыкованную посредством наложения продольного сварного шва часть стальной трубы до температуры от 300°С до 500°С перед развальцовкой трубы.

(17) Способ изготовления высокопрочной стальной трубы с превосходной вязкостью при низких температурах и превосходной вязкостью в зоне термического влияния сварного шва по п.(15), отличающийся тем, что нагревают состыкованную посредством наложения продольного сварного шва часть стальной трубы до температуры от 300°С до 500°С после развальцовки трубы.

Краткое описание чертежей

На чертеже представлен график, иллюстрирующий влияние количеств Nb на вязкость в повторно нагреваемых частях с крупными зернами.

Описание предпочтительных конкретных вариантов осуществления

Прежде всего, ниже приводится разъяснение сущности зоны термического влияния сварного шва. На высокопрочные стали различных типов накладывали двухслойные швы и оценивали вязкость в сварных швах в зонах термического влияния сварных швов при температуре -20°С путем проведения ударного испытания по Шарпи на образцах, каждый из которых имел надрез в пересечении внутреннего и наружного сварных швов или в части, отстоящей на 1 мм от пересечения внутреннего и наружного сварных швов. Термин "сопрягающаяся часть" означает место, где слои двухслойного сварного шва накладываются друг с другом по поперечному сечению, перпендикулярному направлению сварки. В результате оценки почти всех поверхностей разрушения оказались гранями хрупкого разрушения, а в некоторых случаях энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, была малой, не превышающей 50 Дж.

В результате тщательного исследования поверхностей разрушения выяснилось, что хрупкое разрушение начиналось со следующих частей: (1) области, проходящей от сопрягающей части до части, отстоящей от нее на 1 мм, в зоне термического влияния сварного шва, которую нагревали один раз до температуры, немного меньшей, чем температура плавления, а потом повторно нагревали до температуры, немного большей, чем температура Ас₃; (2) области, которую повторно нагревали до температуры, немного меньшей, чем температура плавления; и (3) области, которую нагревали один раз до температуры, немного меньшей, чем температура плавления. Вероятность наступления хрупкого разрушения в соответствующих областях составляла около 60% в части (1), около 30% в части (2) и около 10% в части (3).

Такой результат означает, что вязкость в повторно нагретой части, где зерна укрупнились под влиянием одноразового нагрева, должна увеличиваться. Затем авторы данного изобретения в результате дальнейшего тщательного наблюдения за поверхностями разрушения убедились в том, что комбинированный карбонитрид ниобия присутствовал в исходном моменте хрупкого разрушения, и обнаружили возможность увеличения вязкости в зоне термического влияния сварного шва, в частности, в повторно нагретой части с крупными зернами, которая дважды подвергалась нагреванию, за счет уменьшения количества Nb.

На основании вышеупомянутых открытий авторы данного изобретения исследовали влияние Nb на вязкость в зоне термического влияния сварного шва, проведя моделирование влияния нагревания, вызываемого наложением двухслойного сварного шва, путем испытания с целью воспроизведения цикла нагревания сварного шва. Изготавливали стальные листы, регулируя содержание дополнительных количеств элементов, отличных от ниобия, в диапазоне, указанном в п.п.1 или 2 формулы изобретения, и изменяя количество Nb в диапазоне от 0,001 до 0,04 мас.%, и готовили испытуемые образцы. Создавали условия циклического нагревания, соответствовавшие величине подводимой энергии 2,5 кДж/мм. То есть, первую термообработку образцов проводили в таких условиях, что испытуемый образец нагревали со скоростью, составлявшей 100°С/сек, до температуры 1400°С, выдерживали при этой температуре в течение 1 сек, после чего охлаждали со скоростью охлаждения, составлявшей 15°С/сек, вводя образец в диапазон температур от 500°С до 800°С, и в дополнение к этому, вторую термообработку образцов проводили в таких условиях, что температуру нагревания задавали равной 1400°С или 900°С, при этом скорость нагревания, время выдержки при заданной температуре, температуру охлаждения и скорость охлаждения выдерживали идентичными первой термообработке. После этого испытуемые образцы стандартного размера для испытаний на удар образцов с V-образными надрезами по Шарпи подготавливали в соответствии с Японским промышленным стандартом (ЯПС) Зет (JIS Z) 2202 и проводили испытания на удар по Шарпи в соответствии с ЯПС Зет 2242.

Результаты показаны на чертеже. Выяснилось, что в тех сталях, в которых добавка Nb составляла не менее 0,01%, энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, в нескольких случаях не превышала 50 Дж, но в тех сталях, в которых добавка Nb составляла менее 0,01%, не было случаев, когда энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, не превышала 50 Дж, зато отмечено, что вязкость в повторно нагретой части с крупными зернами заметно увеличивалась. При наблюдении поверхности разрушения первого образца стали с добавкой Nb, у которой энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, не превышала 50 Дж, выяснилось, что почти вся поверхность была гранью хрупкого разрушения, и что в начальный момент на грани хрупкого разрушения присутствовал комбинированный карбонитрид ниобия. С другой стороны, при наблюдении поверхности разрушения стали, содержание Nb в которой составляло менее 0,01%, после испытания на удар по Шарпи в начальной точке на грани хрупкого разрушения не было комбинированного карбонитрида ниобия. Вследствие этого авторы данного изобретения добились увеличения вязкости в вышеупомянутых областях хрупкого разрушения, уменьшая количество Nb до величины менее 0,01%.

Далее приводятся разъяснения в связи с вязкостью при низких температурах основной стали. Чтобы гарантировать превосходную вязкость при низких температурах в сверхвысокопрочной стальной трубе, имеющей предел прочности при растяжении не менее 800 МПа, в частности не менее 900 МПа, необходимо создать структуру, состоящую в основном из бейнита и мартенсита, претерпевших фазовое превращение из нерекристаллизованного аустенита, содержащего крупные частицы. Когда примешиваются крупные зерна или когда доля бейнита и мартенсита недостаточно велика, энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, получается малой, а между тем, эта энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, является показателем прекращения быстрого пластического разрушения. Авторы данного изобретения подвергали основные стали испытаниям на удар по Шарпи при температуре 60°С и тщательно исследовали структуры в непосредственной близости от претерпевших разрушение частей испытуемых образцов, которые не смогли достичь энергии, поглощаемой при испытании на удар по Шарпи, не менее 200 Дж. В результате исследования обнаружено, что в структуре существовали крупные зерна диаметром 10-100 мкм, и именно они вызывали уменьшение энергии, поглощаемой при испытании на удар по Шарпи.

Структура отливки, полученной методом непрерывного литья, содержащей относительно малое количество легирующих элементов и имеющей предел прочности не более 800 МПа, обычно представляет собой сложную структуру феррита и бейнита или феррита и перлита. Когда такую отливку повторно нагревают для проведения горячей прокатки, происходит обильное образование нового аустенита в основном от границ ферритных зерен, а когда температура нагревания достигает примерно 950°С, т.е.несколько превышает температуру Ас₃, эта сложная структура претерпевает фазовое превращение в аустенит с регулируемым размером зерен, средний диаметр которых составляет около 20 мкм. Когда посредством последующей горячей прокатки изготавливают стальной лист, зерна структуры становятся мельче ввиду рекристаллизации, а сама структура становится почти однородной, с регулируемым размером зерен и имеет аустенитные зерна со средним диаметром около 5 мкм. Вместе с тем, на основании оценок можно сделать вывод, что если сталь, в которую добавлены элементы, обеспечивающие дополнительное упрочнение, и примером которой может быть высокопрочная сталь, имеющая предел прочности при растяжении не менее 800 МПа, подвергают горячей прокатке, то в этой стали частично остаются крупные зерна, а ее вязкость при низких температурах уменьшается.

Имея в виду эту ситуацию, авторы данного изобретения подробно исследовали влияние компонентов на структуру и обнаружили, что, когда количество Nb было уменьшено до величины менее 0,01%, зерна после горячей прокатки становились мелкими, а частично существующие крупные зерна не наблюдались. Влияние уменьшения количества Nb можно объяснить следующим образом.

Начнем с пояснения причины частичного сохранения крупных зерен при большом количестве Nb. Сверхвысокопрочная сталь, имеющая предел прочности при растяжении не менее 800 МПа, в частности не менее 900 МПА, обычно содержит относительно большие количества легирующих элементов, таких как Mn, Ni, Cu, Cr и Мо, что приводит к высокой упрочняемости. Когда осуществляют непрерывное литье и т.п. такой стали, структура отливки после ее охлаждения до комнатной температуры оказывается содержащей отдельную фазу крупного бейнита (именуемую далее "бейнитом"), диаметр кристаллических зерен которого составляет не менее 1 мм в пересчете на диаметр исходных аустенитных зерен, отдельную фазу мартенсита (именуемую далее "мартенситом") или структуру, состоящую в основном из бейнита и мартенсита (именуемую далее "доминирующей структурой бейнита и мартенсита"). В зернах такой структуры содержится мелкозернистый остаточный аустенит. Отметим, что, хотя структуры как бейнита, так и мартенсита являются реечными структурами и их трудно идентифицировать с помощью оптического микроскопа, их все же можно идентифицировать путем измерения твердости.

Когда отливку, имеющую такую структуру, как та, которая описана выше, нагревают до температуры в диапазоне от 900°С до 1000°С, происходят такие реакции, как реакция появления новых аустенитных зерен, образующихся за счет фазового превращения, идущего от границ исходных аустенитных зерен (именуемая далее "нормальным фазовым феррит-аустенитным превращением"), и реакция образования крупных аустенитных зерен размером не менее 1 мм за счет легкого роста и консолидации вышеупомянутого сохраняющегося аустенита (именуемая далее "аномальным фазовым феррит-аустенитным превращением").

Когда осуществляют дополнительную добавку Nb в такую сталь, образуется мелкозернистый карбид ниобия, вследствие чего рост зерен во время нагревания подавляется. Следовательно, когда сталь нагревают в диапазоне температур от температуры, немного превышающей температуру Ас₃, например до 1100°С, подавляется рост аустенитных зерен, образующихся за счет нормального фазового аустенитного превращения, а именно вторичная рекристаллизация. В результате аустенитные зерна размером не менее 1 мм, т.е. имеющие почти такой же размер, как исходные аустенитные зерна в отливке, частично образуются за счет аномального фазового феррит-аустенитного превращения. Если такие крупные аустенитные зерна образуются в стали во время нагревания, то, поскольку рекристаллизация после горячей прокатки идет тяжело, аустенитные зерна частично сохраняются в виде зерен размером не менее 50 мкм, и эти крупные зерна вызывают снижение вязкости при низких температурах.

Когда сталь нагревают, вводя ее в диапазон температур не менее 1150°С, комбинированный карбид ниобия, воздействие которого заключается в закреплении зерен, растворяется, а рост зерен, образующихся посредством обычного фазового аустенитного превращения от границ аустенитных зерен, то есть вторичная рекристаллизация, ускоряется, и при этом происходит надлежащее регулирование размера аустенитных зерен. Хотя при горячей прокатке отливки, имеющей такую структуру, средний диаметр зерен несколько увеличивается, крупные зерна размером около 50 мкм не наблюдаются вовсе. Тем не менее, крупные зерна, размер которых меньше, чем примерно 20 мкм, по-прежнему остаются.

В отличие от вышеизложенного, поскольку отливка из стали, в которой количество Nb уменьшено до величины менее 0,01%, содержит мало карбида ниобия, эффект подавления вторичной рекристаллизации является слабым. Следовательно, когда отливку нагревают, вводя ее в диапазон температур от 950°С до 1100°С, вторичная рекристаллизация ускоряется, и при этом зерна, образующиеся за счет нормального фазового аустенитного превращения, обуславливают разрушение крупных зерен, образующихся за счет аномального фазового феррит-аустенитного превращения, и структура становится однородной. При горячей прокатке отливки, имеющей такую структуру, получается равномерная структура, в которой средний диаметр зерен составляет около 10 мкм, и в ней больше не остается крупных зерен размером не менее 20 мкм. Отметим, что, поскольку укрупнение аустенитных зерен после вторичной рекристаллизации подавляется по мере понижения температуры нагревания, зерна после горячей прокатки становятся мелкими.

Как пояснялось выше, авторы данного изобретения обнаружили, что даже в отливке, в которую легирующие элементы, обеспечивающие высокую упрочняемость и способствующие образованию крупных аустенитных зерен, в частности, за счет аномального фазового феррит-аустенитного превращения во время нагревания, внесены относительно в большом количестве для достижения высокой прочности и которая имела отдельную фазу бейнита, отдельную фазу мартенсита или доминирующую структуру бейнита и мартенсита, оказалось возможным заметное подавление образования крупных зерен за счет уменьшения количества Nb до величины менее 0,01%. На основе этого открытия авторы данного изобретения преуспели в разработке высокопрочной стали в качестве основной стали, имеющей превосходную вязкость при низких температурах, эквивалентную не менее 200 Дж энергии, поглощаемой при испытании на удар по Шарпи, когда эту основную сталь подвергают испытанию на удар по Шарпи в диапазоне температур от -60°С до температуры менее -40°С.

Вместе с тем, понятно, что при уменьшении количества Nb понижается температура рекристаллизации, а осуществление прокатки без рекристаллизации является недопустимым. Авторы данного изобретения исследовали протекание рекристаллизации аустенита в стали, в которую добавляли 0,005% Nb, и стали, в которую добавляли 0,012% Nb, при этом обе стали содержали, по массе, 0,05% С, 0,25% Si, 2% Mn, 0,01% Р, 0,001% S, 0,5% Ni, 0,1% Мо, 0,015% Ti, 0,0010% В, 0,015% Al, 0,0025% N, 0,5% Cu и 0,5% Cr. В результате исследования выяснилось, что температура рекристаллизации любой из этих двух сталей находилась в диапазоне температур от 900 до 950°С, безотносительно дополнительного количества Nb, а в стали, в которую обильно добавляли Mn, Ni, Cu, Cr и Мо, температура рекристаллизации не изменялась безотносительно добавки Nb. Следовательно, доказано, что влияние добавки Nb оказалось несущественным с точки зрения рекристаллизации аустенита.

Далее, поскольку уменьшение количества Nb вызывает уменьшение предела прочности, авторы данного изобретения исследовали влияние дополнительного количества элементов на улучшение упрочняемости и нашли возможность гарантировать как надлежащий предел прочности, так и надлежащую вязкость при низких температурах за счет регулирования параметра Р, который представлял собой показатель упрочняемости, в надлежащем диапазоне. В результате подробного исследования влияния легирующих элементов на упрочняемость стали, дополнительное количество Nb в которой уменьшили до величины менее 0,01%, выяснилось, что в случае стали, не содержащей В, за счет определения параметра Р, согласно выражению Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+Мо+0,5, упрочняемость, судя по оценкам, получилась надлежащей, а подходящий диапазон параметра Р составлял от 1,9 до 3,5. С другой стороны, выяснилось, что в случае стали, в которую добавляли В, величина параметра Р определялась выражением Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2V+1,5Мо, а подходящий диапазон параметра Р составлял от 2,5 до 4,0. Регулируя параметр Р и вводя его в надлежащий диапазон, авторы данного изобретения преуспели в получении приемлемого баланса между целевыми значениями предела прочности и вязкости при низких температурах без негативного влияния на вязкость в зоне термического влияния сварного шва и свариваемость на строительной площадке.

Кроме того, когда зону термического влияния сварного шва нагревали до температуры не менее 300°С, мелкозернистый мартенсит-аустенит (МА) претерпевал отпуск, вследствие чего энергия, поглощаемая при испытании на удар по Шарпи, стабильно получалась большой. С другой стороны, когда зону термического влияния сварного шва стали, в которую добавляли Nb до достижения содержания не менее 0,01%, нагревали до температуры не менее 300°С, несмотря на то, что мелкозернистый мартенсит-аустенит (МА) претерпевал отпуск, одновременно происходило и охрупчивание, вызываемое осаждением Nb, вследствие чего эффект, ожидаемый в данном изобретении, явно не наблюдался.

Далее будет изложено объяснение причин ограничения содержания компонентов стали и компонентов основной стали стальной трубы.

Углерод (С) исключительно эффективен для увеличения предела прочности и упрочняемости стали за счет растворения С или осаждения карбонитрида в стали, а нижний предел содержания С задают равным 0,02%, чтобы достичь целевого предела прочности путем создания структуры, состоящей из бейнита, мартенсита или доминирующей структуры бейнита и мартенсита. С другой стороны, когда содержание С является избыточным, вязкость при низкой температуре в материале стали и в зоне термического влияния сварного шва уменьшается, вследствие чего заметно ухудшается свариваемость на строительной площадке, например, возникают низкотемпературные трещины после сварки, и поэтому верхний предел содержания С задают равным 0,10%. Для дополнительного увеличения вязкости при низких температурах предпочтительным является задание верхнего предела содержания С равным 0,07%. Кроме того, для увеличения предела прочности предпочтительным является регулирование содержания С до достижения величины не менее 0,03%. С другой стороны, если предел прочности является чересчур большим, это может оказать влияние на форму трубы после развальцовки, при этом может уменьшиться круглость, так что предпочтительным является регулирование содержания С до достижения величины менее 0,05%. В данном случае параметр круглости получают путем измерения диаметра стальной трубы в нескольких частях, например, путем измерения диаметра, проходящего через центр стальной трубы, в четырех частях, не включающих в себя сварной шов, через каждые 45 градусов, вычисления среднего значения, вычитания значения минимального диаметра из значения максимального диаметра и последующего деления разности на среднее значение.

Si выполняет функцию раскисления и создает эффект повышения предела прочности. Вместе с тем, при избыточной добавке Si вязкость в зоне термического влияния сварного шва и свариваемость на строительной площадке заметно снижаются, и поэтому верхний предел содержания Si задают равным 0,8%. Предпочтительный предел количества Si составляет 0,6%. В данном случае, поскольку Al и Ti, как и Si также выполняют функцию раскисления в ст