Высокопрочная стальная труба и высокопрочный стальной лист, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, и способ изготовления стального листа

Высокопрочная стальная труба и высокопрочный стальной лист, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, и способ изготовления стального листа

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники

Данное изобретение относится к высокопрочной стальной трубе и высокопрочному стальному листу, которые обладают превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью и являются, в частности, подходящими для трубопровода для транспортировки неочищенной нефти и природного газа, и способу изготовления стального листа.

Эта заявка основана на и притязает на преимущество приоритета по предшествующей заявке на патент Японии №2011-287752 и предшествующей заявке на патент Японии №2011-287699, зарегистрированной 28 декабря 2011 г., все содержание которых включено в данный документ посредством ссылки.

Предшествующий уровень техники

В последние годы, в качестве средства для транспортировки на большие расстояния неочищенной нефти и природного газа, все в большей степени возрастает важность трубопроводов. При таких обстоятельствах, с целью повышения эффективности транспортировки неочищенной нефти и природного газа, изучалось увеличение внутреннего давления в стальной трубе для трубопровода. Вследствие этого, требовалось значительное упрочнение стальной трубы для трубопровода. Кроме того, также требуется, чтобы стальная труба для высокопрочного трубопровода обладала ударной вязкостью в зоне термического влияния (HAZ), ударной вязкостью базового материала (низкой динамикой роста трещин), деформируемостью и подобным. Поэтому, были предложены стальные листы и стальные трубы, который состоят в основном из бейнита и мартенсита и имеют сформированный в них тонкодисперсный феррит (например, Патентные документы с 1 по 3). Однако имеются высокопрочные стальные листы и стальные трубы из стали X100 (предел прочности на растяжение 760 МПа или более) по спецификации Американского нефтяного института (API).

Кроме того, требовалось также улучшить характеристики высокопрочных стальных труб из стали X70 по спецификации API (предел прочности на растяжение 570 МПа или более) и из стали X80 по спецификации API (предел прочности на растяжение 625 МПа или более), которые применяют на практике в качестве материала для транспортирующего трубопровода. В отношении этого, был предложен способ, в котором зону термического влияния (HAZ) стальной трубы, имеющей базовый материал с тонкодисперсным ферритом, сформированным в бейните, термообрабатывают, чтобы увеличить деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость (например, Патентный документ 4). Кроме того, был предложен способ, в котором в базовой структуре стального листа, имеющей компонент, для которого затруднено вызывание превращение феррита и улучшение низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), формируют от 20 до 90% полигонального феррита, чтобы увеличить низкотемпературную ударную вязкость стального листа, являющегося базовым материалом (например, Патентный документ 5).

Был предложен способ дополнительного формирования феррита и улучшения свойств, таких как ударная вязкость базового материала и деформируемость, в отношении стального листа и стальной трубы, которые достигают как прочности, так и ударной вязкости и состоят в основном из бейнита и мартенсита. Однако, в последнее время, потребовалось увеличить толщину стальных труб для высокопрочного трубопровода из стали X70 или выше по спецификации API (на которую далее в данном документе будет делаться ссылка как на сталь X70) и даже из стали X80 или выше по спецификации API (на которую далее в данном документе будет делаться ссылка как на сталь X80), с тем, чтобы эффективность транспортировки могла быть улучшена, и могла быть проведена разработка в трудных условиях. Соответственно, все в большей степени возрастает потребность в низкотемпературной ударной вязкости и деформируемости для толстостенных стальных труб для высокопрочного трубопровода.

Кроме того, области бурения для неочищенной нефти и природного газа, согласно прогнозам, будут расширяться в чрезвычайно холодные районы, такие как Северный полярный круг, в будущем, так что прогнозируют, что потребуется, чтобы стальные трубы для высокопрочного толстостенного трубопровода обладали гарантированной низкотемпературной ударной вязкостью при -40°C или ниже и, более того, при -60°C или ниже. В частности, при изготовлении стальной трубы, толстый стальной лист формуют в виде трубы посредством UO-процесса, JCO-процесса или стадии вальцевания с изгибом и затем краевые участки состыковывают один с другим, и участок стыка сваривают посредством электродуговой сварки, однако, когда толщина листа увеличена, тепло, подводимое посредством сварки, становится высоким подводимым теплом, и размер зерен в зоне термического влияния (на зону термического влияния также делается ссылка как на HAZ) увеличен, и поэтому уменьшение низкотемпературной ударной вязкости становится критической проблемой.

Для разрешения вышеуказанной проблемы, в качестве технологии для улучшения низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) стальной трубы для высокопрочного толстостенного трубопровода был предложен способ, в котором количество C уменьшено в чрезвычайной степени, чтобы иметь основную структуру бейнита (например, Патентные документы 6 и 7). Кроме того, был предложен способ, в котором структура зоны термического влияния (HAZ) измельчается (иначе говоря «делается тонкой») посредством применения внутризеренного превращения (например, Патентные документы с 8 по 10). Кроме того, был предложен способ, в котором мартенсит-аустенитные составляющие (Мартенсит-Аустенитный компонент («M-A» далее в данном документе)), которые вредны для ударной вязкости, регулируют посредством оптимизации элементов сплава для бейнитной структуры, имеющей определенное отношение ориентации кристаллов (например, Патентный документ 11), и был предложен способ получения тонкой (измельченной) зоны термического влияния (HAZ) посредством применения внутризеренного бейнита в отношении бейнита также и в толстом стальном листе с увеличенной способностью к прокаливаемости (например, Патентные документы 12 и 13).

Вышеуказанные способы являются чрезвычайно эффективными для улучшения низкотемпературной ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ). Однако, в последнее время, потребности в дополнительном увеличении толщины и низкотемпературной ударной вязкости стальных труб для высокопрочного трубопровода существенно возросли, и поэтому требуется ударная вязкость в зоне термического влияния (HAZ) при условии увеличенной толщины, такой как толщина 20 мм или более, и чрезвычайно низкой температуры, такой как -60°C или ниже.

Документ предшествующего уровня техники

[Патентный документ]

Патентный документ 1: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2003-293078

Патентный документ 2: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2003-306749

Патентный документ 3: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2005-146407

Патентный документ 4: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2004-131799

Патентный документ 5: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2009-270197

Патентный документ 6: Публикация патента №3602471

Патентный документ 7: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2000-345239

Патентный документ 8: Публикация выложенной заявки на патент Японии №Хэйсэй 08-325635

Патентный документ 9: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2001-355039

Патентный документ 10: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2003-138340

Патентный документ 11: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2007-239049

Патентный документ 12: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2008-163456

Патентный документ 13: Публикация выложенной заявки на патент Японии №2009-149917

Сущность изобретения

Проблемы, подлежащие разрешению посредством данного изобретения

Для улучшения деформируемости в стальном листе, являющемся базовым материалом, и стальной трубе эффективно создавать структуру, состоящую совместно из мягкого феррита и твердого бейнита и мартенсита. Кроме того, для улучшения ударной вязкости базового материала, эффективно создавать тонкую металлическую структуру, состоящую из феррита + бейнита со сформированным в ней тонким ферритом.

В то же время, для улучшения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), эффективным является то, что регулируют углеродный эквивалент Ceq и параметр образования трещин Pcm, дополнительно добавляют B, Mo и подобное, чтобы тем самым увеличить способность к прокаливаемости, сдерживают формирование крупнозернистого феррита на межзеренных границах, и создают тонкую металлическую структуру, в основном состоящую из внутризеренных преобразованных структур, сформированных посредством применения оксидов Ti. Соответственно, принимая во внимание легкость формирования феррита, химический компонентный состав, подходящий для ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ), и химический компонентный состав, подходящий для ударной вязкости базового материала противоположны один другому.

В качестве способа решения этой проблемы, был предложен способ формирования феррита посредством низкотемпературной прокатки стали, содержащей B и Mo, совместно добавленные в ее состав, и обладающей высокой способностью к прокаливаемости на стадии горячей прокатки. Однако добавление Mo увеличивает стоимость сплава, а низкотемпературная прокатка увеличивает нагрузку на производственное оборудование, так что производительность к тому же снижается. Соответственно, для обеспечения как низкотемпературной ударной вязкости, так и деформируемости, требуются сплав с высокой стоимостью и высокими производственными затратами, что приводит к тому, что чрезвычайно затрудняется недорогое массовое производство высококачественных высокопрочных стальных листов и стальных труб, которые удовлетворяют этим требованиям.

Кроме того, для улучшения эффективности транспортировки у трубопровода для неочищенной нефти, природного газа и подобного, как описано выше, высокое упрочнение и увеличение толщины стальной трубы для высокопрочного трубопровода являются эффективными. Однако когда толщина стальной трубы увеличена, как указано выше, чтобы достигнуть увеличения внутреннего давления стальной трубы, затруднено обеспечение ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ) при низкой температуре. Когда, в частности, толстый материал, имеющий толщину 20 мм или более, сваривают дуговой сваркой, подводимое тепло становится высоким подводимым теплом, размер зерен в зоне термического влияния (HAZ) увеличивается, и количество мартенсит-аустенитного компонента (M-A) также увеличивается, так что чрезвычайно затруднено обеспечение ударной вязкости при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C. В таком случае, вышеописанные обычные способы недостаточно хороши, чтобы обеспечить ударную вязкость в зоне термического влияния (HAZ) при условии увеличенной толщины, такой как толщина 20 мм или более, и чрезвычайно низкой температуре, такой как -60°C или ниже.

Настоящее изобретение создано с учетом таких обстоятельств, и регулируют углеродный эквивалент Ceq и параметр образования трещин Pcm, и дополнительно добавляют B, чтобы увеличить способность к прокаливаемости с целью сдерживания формирования феррита в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, в данном изобретении, в высокопрочном стальном листе, являющемся базовым материалом, полигональный феррит для улучшения деформируемости и низкотемпературной ударной вязкости формируют посредством регулирования условий охлаждения, выполняемого после горячей прокатки, без необходимости выполнения низкотемпературной прокатки. Целью данного изобретения является предоставление высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, высокопрочной стальной трубы с применением этого высокопрочного стального листа в качестве базового материала, и способа изготовления стального листа, наряду с тем, что уменьшается стоимость сплава и производственные затраты для изготовления высокопрочного стального листа, в частности.

В связи с этим, в данном изобретении, на феррит, который не растягивается в направлении прокатки и имеет соотношение размеров 4 или менее, делается ссылка как на полигональный феррит. При этом соотношение размеров представляет собой величину, полученную делением длины зерна феррита на его ширину.

Средство для разрешения проблем

Обычно добавляли как B, так и Mo, и Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, и параметр образования трещин Pcm, являющийся показателем свариваемости, регулировали до нахождения в оптимальных интервалах для улучшения ударной вязкости в зоне термического влияния (HAZ). В таком случае, для улучшения ударной вязкости базового материала и деформируемости, требовалась низкотемпературная прокатка на стадии горячей прокатки, что приводило к тому, что было затруднено недорогое массовое производство стальных листов для высокопрочного трубопровода и стальных труб, которые обладают превосходными низкотемпературной ударной вязкостью и деформируемостью и являются, в частности, толстыми.

В данном изобретении, количество добавляемого Mo ограничивают и создают химический состав с высокой способностью к прокаливаемости, чтобы тем самым сдерживать формирование крупных зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ). Кроме того, посредством оптимизации условий охлаждения, выполняемого после горячей прокатки стального листа, имеющего такой химический состав, композиционная структура из мягкого тонкозернистого полигонального феррита и твердого бейнита и мартенсита может быть образована в стальном листе, являющимся базовым материалом, даже если нагрузка на стадии горячей прокатки уменьшена.

Сущность данного изобретения заключается в следующем.

[1] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, является стальной трубой, полученной свариванием базового стального листа, сформованного в виде трубы, при этом базовый стальной лист содержит, в масс. %, C: от 0,010 до 0,080%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008%, O: от 0,0001 до 0,0080%, один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,020% или менее, Mo: при ограничении 0,03% или менее, Ceq, полученный посредством (Выражения 1) ниже, составляет 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2) ниже, составляет от 0,10 до 0,20, и остаток образован железом и сопутствующими примесями, и структура металла базового стального листа содержит от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита и твердую фазу, состоящую из бейнита и/или мартенсита, в качестве ее остатка.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)

В (Выражении 1) и (Выражении 2) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.

[2] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [1], при этом базовый стальной лист дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%, V: от 0,010 до 0,100%, Nb: от 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, Тa: от 0,0001 до 0,0500%, Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Ca: от 0,0001 до 0,0050%, редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%, Ceq получен посредством (Выражения 1') ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2') ниже вместо (Выражения 2).

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)

В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo подсчитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.

[3] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [1], при этом в базовом стальном листе, в масс. %, содержание C составляет от 0,010 до 0,060%, и содержание Al составляет 0,008% или менее, температура начала γ/α превращения в зоне термического влияния, которая получена посредством (Выражения 3) ниже, составляет от 500 до 600°C, и внутризеренные преобразованные структуры содержатся в первичных γ-зернах в зоне термического влияния.

температура начала γ/α превращения = -2500Ceq²+1560Ceq+370 (Выражение 3)

[4] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], в которой мартенсит-аустенитный компонент в зоне термического влияния составляет 2,5% или менее, в расчете на долю площади.

[5] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], в которой размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния составляет 80 мкм или менее.

[6] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], толщина базового стального листа для которой составляет от 20 до 40 мм.

[7] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], для которой предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения.

[8] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [3], базовый стальной лист для которой дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%, V: от 0,010 до 0,100%, Nb: от 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, Тa: от 0,0001 до 0,0500%, Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Ca: от 0,0001 до 0,0050%, редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%, Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)

В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.

[9] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], в которой мартенсит-аустенитный компонент в зоне термического влияния составляет 2,5% или менее, в расчете на долю площади.

[10] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], в которой размер зерна с высокоугловыми границами металлической структуры в зоне термического влияния составляет 80 мкм или менее.

[11] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], толщина базового стального листа для которой составляет от 20 до 40 мм.

[12] Высокопрочная стальная труба, обладающая превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [8], для которой предел прочности на растяжение базового стального листа составляет от 500 до 800 МПа, когда окружное направление стальной трубы установлено в направлении растяжения.

[13] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, который содержит, в масс. %, C: от 0,010 до 0,080%; Si: от 0,01 до 0,50%; Mn: от 1,2 до 2,8%; S: от 0,0001 до 0,0050%; Ti: от 0,003 до 0,030%; B: от 0,0003 до 0,005%; N: от 0,0010 до 0,008%; O: от 0,0001 до 0,0080%; один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni; P: при ограничении 0,050% или менее; Al: при ограничении 0,020% или менее; Mo: при ограничении 0,03% или менее; Ceq, полученный посредством (Выражения 1) ниже, составляет 0,30 до 0,53; и Pcm, полученный посредством (Выражения 2) ниже, составляет от 0,10 до 0,20; и остаток образован железом и сопутствующими примесями, в котором структура металла содержит от 27 до 90%, в расчете на долю площади, полигонального феррита и твердую фазу, состоящую из бейнита и/или мартенсита, в качестве ее остатка.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)

В (Выражении 1) и (Выражении 2) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo подсчитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.

[14] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [13], дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%; V: от 0,010 до 0,100%; Nb: от 0,001 до 0,200%; Zr: от 0,0001 до 0,0500%; Тa: от 0,0001 до 0,0500%; Mg: от 0,0001 до 0,0100%; Ca: от 0,0001 до 0,0050%; редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%; Y: от 0,0001 до 0,0050%; Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%; при этом Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)

В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.

[15] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [13], в котором, в масс. %, содержание C составляет от 0,010 до 0,060%, и содержание Al составляет 0,008% или менее, и температура начала γ/α превращения в зоне термического влияния, которая получена посредством (Выражения 3) ниже, составляет от 500 до 600°C.

температура начала γ/α превращения = -2500Ceq²+1560Ceq+370 (Выражение 3)

[16] Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [15], дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%; V: от 0,010 до 0,100%; Nb: от 0,001 до 0,200%; Zr: от 0,0001 до 0,0500%; Тa: от 0,0001 до 0,0500%; Mg: от 0,0001 до 0,0100%; Ca: от 0,0001 до 0,0050%; редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%; Y: от 0,0001 до 0,0050%; Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%; при этом Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)

В (Выражении 1') и (Выражении 2') выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.

[17] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, включает: в отношении стальной плоской заготовки, содержащей, в масс. %, C: от 0,010 до 0,080%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008%, O: от 0,0001 до 0,0080%, один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,020% или менее, Mo: при ограничении 0,03% или менее, при этом Ceq, полученный посредством (Выражения 1) ниже, составляет от 0,30 до 0,53, и Pcm, полученный посредством (Выражения 2) ниже, составляет от 0,10 до 0,20, и остаток образован железом и сопутствующими примесями, выполнение нагревания до 950°C или выше; выполнение стадии горячей прокатки при Ar₃ или выше; выполнение охлаждения при средней скорости охлаждения менее чем 10°C/с; и последующее выполнение ускоренного охлаждения при скорости охлаждения 10°C/с или более до температуры Bs или ниже, полученной посредством (Выражения 4) ниже, начиная от температуры в интервале от Ar₃-100°C до Ar₃-10°C.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 (Выражение 1)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B (Выражение 2)

Bs (°C)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo (Выражение 4)

В (Выражении 1), (Выражении 2) и (Выражении 5) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%.

[18] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [17], в котором, на стадии горячей прокатки, прокатку нерекристаллизованной γ-области выполняют при начальной температуре прокатки, установленной от Ar₃ до Ar₃+100°C, и при коэффициенте обжатия, установленном при 1,5 или более.

[19] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [15], в котором стальная плоская заготовка дополнительно содержит один или несколько элементов из, в масс. %, W: от 0,01 до 0,50%, V: от 0,010 до 0,100%, Nb: от 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, Тa: от 0,0001 до 0,0500%, Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Ca: от 0,0001 до 0,0050%, редкоземельные металлы (РЗМ): от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050% и Re: от 0,0001 до 0,0050%, Ceq получен посредством (Выражения 1′) ниже вместо (Выражения 1) выше, и Pcm получен посредством (Выражения 2′) ниже вместо (Выражения 2).

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 (Выражение 1′)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B (Выражение 2′)

В (Выражении 1′) и (Выражении 2′) выше, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и B обозначают содержание соответствующих элементов [масс. %]. Ni, Cu, Cr, и Mo учитывают как 0, когда соответствующие величины их содержания равны 0%. V учитывают как 0, когда его содержание равно 0%, и когда его содержание меньше чем 0,010 масс. %.

[20] Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, в соответствии с [19], в котором, на стадии горячей прокатки, прокатку нерекристаллизованной γ-области выполняют при начальной температуре прокатки, установленной от Ar₃ до Ar₃+100°C и при коэффициенте обжатия, установленном при 1,5 или более.

Эффект изобретения

В соответствии с изобретением, становится возможным сдерживать формирования крупных зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ) и формирование полигонального феррита в стальном листе, являющемся базовым материалом, без необходимости выполнения низкотемпературной прокатки на стадии горячей прокатки. Посредством этого, возможно предоставление высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью и ударной вязкостью в зоне термического влияния (HAZ) и обладающего превосходной деформируемостью низкотемпературной ударной вязкостью в качестве части базового материала, и высокопрочной стальной трубы при его применении в качестве базового материала.

Краткое описание чертежей

Фиг. 1 представляет собой график, показывающий зависимость между температурой горячей обработки и долей площади полигонального феррита;

Фиг. 2 представляет собой график, показывающий зависимость между начальной температурой ускоренного охлаждения и долей площади полигонального феррита;

Фиг. 3 представляет собой график, показывающий зависимость между долей площади полигонального феррита и деформируемостью и пределом прочности;

Фиг. 4 представляет собой график, показывающий зависимость между долей площади полигонального феррита и низкотемпературной ударной вязкостью базового материала;

Фиг. 5 представляет собой график, показывающий зависимость между Ceq и температурой начала γ/α превращения;

Фиг. 6 представляет собой график, показывающий зависимость между температурой начала γ/α превращения и размером зерен с высокоугловыми границами;

Фиг. 7 представляет собой график, показывающий зависимость между размером зерен с высокоугловыми границами и поглощенной энергией по Шарпи при -60°C

Фиг. 8 представляет собой оптическую микрофотографию базовой структуры в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению;

Фиг. 9 представляет собой схематический вид базовой структуры в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению;

Фиг. 10 представляет собой схематический вид структуры зоны термического влияния (HAZ) в высокопрочной стальной трубе по данному изобретению;

Фиг. 11 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ), когда температура начала γ/α превращения выше чем 600°C;

Фиг. 12 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ), когда температура начала γ/α превращения составляет от 500 до 600°C;

Фиг. 13 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 2,2%; и

Фиг. 14 представляет собой фотографию, показывающую металлическую структуру зоны термического влияния (HAZ) когда доля площади мартенсит-аустенитного компонента (M-A) составляет 3,0%.

Вариант осуществления изобретения

Далее в данном документе будет разъяснен вариант осуществления данного изобретения. Вначале будут разъяснены данные исследований, проведенных авторами изобретения, приводящие к созданию данного изобретения.

Обычно, формирование тонких кристаллических зерен является эффективным для улучшения низкотемпературной ударной вязкости и в особенности для обеспечения ударной вязкости при чрезвычайно низких температурах -40°C и, более того, -60°C. В металлической структуре зоны термического влияния (HAZ), в частности, для образования тонких кристаллических зерен чрезвычайно эффективно сдерживание образования крупных зерен феррита на межзеренных границах. Однако обнаружено, что химический состав компонентов с высокой способностью к прокаливаемости, обладающий эффектом сдерживания роста зерен феррита на межзеренных границах в зоне термического влияния (HAZ), затрудняет образование тонкого полигонального феррита, который улучшает деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость базового материала.

Соответственно, авторы данного изобретения обратили свое внимание на способ изготовления высокопрочного стального листа, который не образует феррит посредством тепловой предыстории зоны термического влияния (HAZ), определенной в соответствии с теплом, подводимым при сварке, и толщиной листа для стальной трубы, однако способен к формированию полигонального феррита на стадии горячей прокатки. Однако, как описано выше, химический состав компонентов с высокой способностью к прокаливаемости, который содержит Mo и B, первоначально добавляемые для изготовления высокопрочного стального листа, в основном состоящего из структуры бейнита и мартенсита, затрудняет образование полигонального феррита в базовой структуре высокопрочного стального листа.

Mo известен как элемент, значительно улучшающий способность к прокаливаемости посредством совместного добавления с B. А именно, показано, что сталь с совместным добавлением Mo-B обладает эффектом дополнительного задерживания превращения феррита по сравнению со сталью с добавлением B, не содержащей Mo, которая имеет такой же Ceq. Авторы данного изобретения вначале проанализировали зависимость между условиями прокатки в температурном интервале, в котором структура металла состоит из аустенита, и не происходит рекристаллизация, а именно в нерекристаллизованной γ-области, и образованием феррита для стали с совместным добавлением Mo-B и стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo.

Вначале, в качестве стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo, сталь, содержащую, в масс. %, C: 0,010 до 0,080%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,2 до 2,8%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, B: от 0,0003 до 0,005%, N: от 0,0010 до 0,008% и O: от 0,0001 до 0,0080%, и содержащую один или несколько элементов из Cr, Cu и Ni, и содержащую P: при ограничении 0,050% или менее, Al: при ограничении 0,020% или менее, и Mo: при ограничении 0,03% или менее, и имеющую Ceq, являющийся показателем способности к прокаливаемости, от 0,30 до 0,53 и параметр образования трещин Pcm, являющийся показателем свариваемости, от 0,10 до 0,20, и содержащую остаток, образованный железом и сопутствующими примесями, плавили и отливали, чтобы изготовить стальную плоскую заготовку.

Кроме того, для сравнения, сталь с совместным добавлением Mo-B плавили и отливали, чтобы изготовить стальную плоскую заготовку.

Затем каждый образец для испытаний, имеющий высоту 12 мм и имеющий диаметр 8 мм, вырезали из полученной стальной плоской заготовки и подвергали обработке/термообработке, имитирующей горячую прокатку. В качестве обработки/термообработки, образец для испытаний подвергали однократно обработке при коэффициенте обжатия 1,5, подвергали охлаждению при 0,2°C/с, соответствующему воздушному охлаждению, и дополнительно подвергали ускоренному охлаждению при 15°C/с, соответствующему водяному охлаждению. В связи с этим, температура, при которой выполняют обработку, (температура обработки) была установлена при температуре Ar₃ или выше, для того, чтобы избежать формирования обработанного и вытянутого феррита (обработанного феррит) и низкотемпературной прокатки, уменьшающей производительность. Температуру превращения Ar₃ при охлаждении получали из кривой термического расширения.

После обработки/термообработки измеряли долю площади полигонального феррита в образцах для испытаний. При этом феррит, который не растягивается в направлении прокатки и имеет соотношение размеров от 1 до 4, определяли как полигональный феррит.

Авторы данного изобретения устанавливали температуру, при которой начинается ускоренное охлаждение, при 15°C/с, соответствующее водяному охлаждению, (начальную температуру ускоренного охлаждения) при Ar₃-70°C и исследовали условие, предоставляющее возможность формирования полигонального феррита, наряду с изменением вышеописанной температуры обработки. Результаты представлены на Фиг. 1. В связи с этим, на Фиг. 1 доля площади полигонального феррита нанесена на график в зависимости от разности между температурой обработки и Ar₃, и «◊» обозначает результат для стали с совместным добавлением Mo-B, и «○» обозначает результат для стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной элементами, иными, чем Mo. Как показано на Фиг. 1, обнаружено, что в стали с совместным добавлением Mo-B, пока начальная температура прокатки при вышеописанной обработке/термообработке установлена равной Ar₃+60°C или ниже, и низкотемпературную прокатку (деформационную прокатку) выполняют при коэффициенте обжатия 1,5 или более, может быть получено 27% или более, в расчете на долю площади, полигонального феррита. А именно, в случае стали с совместным добавлением Mo-B, температуру обработки строго регулируют, и прокатка должна выполняться при низкой температуре. С другой стороны, в стали с добавленным B со способностью к прокаливаемости, увеличенной посредством элементов, иных, чем Mo, обнаружено, что 27% или более, в расчете на долю площади, полигонального феррита образуется независимо от температуры обработки.

Кроме того, проанализировали зависимость между начальной температурой ускоренного охлаждения после горячей прокатки и долей площади полигонального феррита, зависимость между долей площади полигонального феррита и деформируемостью и зависимость между долей площади полигонального феррита и низкотемпературной ударной вязкостью. В отношении горячей прокатки, температуру повторного нагрева устанавливали при 1050°C, число проходов устанавливали при 20-33, прокатку завершали при Ar₃ или выше, выполняли воздушное охлаждение и затем водяное охлаждение выполняли в качестве ускоренного охлаждения. В связи с этим, коэффициент обжатия в нерекристаллизованной γ-области устанавливали при 1,5 или более, выполняли воздушное охлаждение, и затем водяное охлаждение (ускоренное охлаждение) начинали от различных температур.

Долю площади полигонального феррита каждого стальног