Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба

Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники

Настоящее изобретение относится к листовой стали, имеющей низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокую прочность и высокую ударную вязкость, которая предпочтительно главным образом применяется в области магистральных трубопроводов, и к способу производства такой листовой стали и высокопрочной сварной стальной трубы. В частности, настоящее изобретение относится к листовой стали, имеющей низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокую прочность и высокую ударную вязкость, превосходной с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, к способу производства такой листовой стали и высокопрочной сварной стальной трубы, превосходной с точки зрения сопротивления продольному изгибу и пластичности, которая изготавливается из данной листовой стали.

Уровень техники

В настоящее время для устойчивости к землетрясениям требуется, чтобы стальные материалы для сварных конструкций имели не только высокую прочность и высокую ударную вязкость, но также и низкое отношение предела текучести к пределу прочности и высокое равномерное относительное удлинение. В общем известно, что посредством создания металлографической структуры стального материала, в которой твердые фазы, такие как фаза бейнита (в дальнейшем также обозначаемая β) и фаза мартенсита (в дальнейшем также обозначаемая М), соответствующим образом диспергированы в ферритной фазе (в дальнейшем обозначаемой α), которая является мягкой фазой, возможно достижение снижения показателя отношения предела текучести к пределу прочности стального материала и увеличения равномерного относительного удлинения стального материала.

В качестве примера производственных способов, позволяющих получать микроструктуру, в которой твердые фазы соответствующим образом рассредоточены в мягкой фазе, как это описано выше, приводится способ, описанный в патентном источнике 1. При этом в патентном источнике 1 раскрывается способ тепловой обработки, при котором при промежуточной обработке между закалкой (в дальнейшем также обозначаемой Q) и отпуском (в дальнейшем также обозначаемым Т) выполняется закалка (в дальнейшем также обозначаемая Q'), начинающаяся с диапазона температур образования двойной фазы, состоящей из ферритной фазы и аустенитной фазы (в дальнейшем также обозначаемой γ).

Патентный источник 2 раскрывает пример способа, который не требует дополнительных производственных процессов, в котором после завершения прокатки при температуре, равной или превышающей температуру фазового перехода Ar₃, начало ускоренного охлаждения задерживается до тех пор, пока стальной материал имеет температуру, равную или ниже точки фазового перехода Ar₃, в которой образуется ферритная фаза.

В качестве примера методики, позволяющей обеспечивать снижение отношения предела текучести к пределу прочности без необходимости в усложненных операциях термической обработки, таких, как раскрываются в патентном источнике 1 и патентном источнике 2, патентный источник 3 описывает способ, при котором уменьшение отношения предела текучести к пределу прочности достигается завершением прокатки стального материала при температуре, равной или превышающей точку фазового перехода Ar₃, и таким последующим контролированием скорости ускоренного охлаждения и температуры прекращения охлаждения, чтобы образовать двухфазную структуру, состоящую из фазы игольчатого феррита и фазы мартенсита.

Кроме того, патентный источник 4 раскрывает пример методики, при которой возможно достижение низкого отношения предела текучести к пределу прочности и превосходной ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке без значительного увеличения содержания в материале стали легирующих химических элементов, при которой посредством регулирования соотношений Ti/N и Са-O-S создается трехфазная структура, состоящая из фазы феррита, фазы бейнита и островного мартенсита (в дальнейшем также обозначаемой МА).

Кроме того, патентный источник 5 раскрывает методику, при которой снижение отношения предела текучести к пределу прочности и увеличение равномерного относительного удлинения достигается добавлением легирующих химических элементов, таких как Cu, Ni и Мо.

С другой стороны, в случае сварной стальной трубы, которая применяется для строительства магистральных трубопроводов, такой как стальная труба UOE или стальная труба, свариваемая электрической контактной сваркой, после подвергания листовой стали холодной штамповке с целью придания цилиндрической формы и сварки стыковых участков внешняя поверхность полученной стальной трубы обычно подвергается обработке по нанесению покрытия, такого как полиэтиленовое покрытие или порошковое эпоксидное покрытие, например, для защиты от коррозии. Таким образом, существует проблема, состоящая в том, что поскольку из-за прикладываемых рабочих усилий при выполнении формования трубы и из-за нагревания при осуществлении обработки по нанесению покрытия происходит последеформационное старение, наблюдается возрастание предела текучести, которое приводит к тому, что отношение предела текучести к пределу прочности стальной трубы оказывается выше, чем этот показатель у листовой стали.

Для решения описанной выше проблемы, например, в патентных источниках 6 и 7 раскрываются стальные трубы, имеющие низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокую прочность и высокую ударную вязкость, превосходные с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, и способы производства стальных труб, применяющие тонкодисперсные выделения сложных карбидов, содержащих Ti и Мо, или тонкодисперсные выделения сложных карбидов, содержащих два или все из Ti, Nb и V.

Список упоминаемых документов

Патентные источники.

PTL1 - публикация нерассмотренной патентной заявки Японии №55-97425;

PTL 2 - публикация нерассмотренной патентной заявки Японии №55-41927;

PTL 3 - публикация нерассмотренной патентной заявки Японии №1-176027;

PTL 4 - патент Японии №4066905;

PTL 5 - публикация нерассмотренной патентной заявки Японии №2008-248328;

PTL 6 - публикация нерассмотренной патентной заявки Японии №2005-60839;

PTL 7 - публикация нерассмотренной патентной заявки Японии №2005-60840;

Краткое описание существа изобретения

Техническая задача.

В случае способа тепловой обработки согласно патентному источнику 1, посредством соответствующего выбора температуры закалки в диапазоне образования двойной фазы, возможно достижение уменьшения отношения предела текучести к пределу прочности, однако существует проблема, состоящая в снижении производительности и повышении стоимости производства из-за увеличения количества этапов термической обработки.

Кроме того, в случае методики согласно патентному источнику 2 имеется проблема значительного снижения производительности из-за необходимости выполнения охлаждения при скорости охлаждения, эквивалентной скорости естественного остывания в диапазоне температур от температуры завершения прокатки до температуры начала ускоренного охлаждения.

Кроме того, в случае методики согласно патентному источнику 3, как показано примерами в литературе, имеется проблема того, что, так как содержание углерода или содержание других легирующих химических элементов листовой стали увеличивается для получения стального материала с прочностью при растяжении в 490 Н/мм² (50 кг/мм²) или более, возрастают и материальные затраты и в дополнение к этому происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке.

Кроме того, в случае методики согласно патентному источнику 4 влияние, например, микроструктуры на равномерное относительное удлинение, которое требуется при изготовлении, например, магистральных труб, ранее не было ясно. Помимо этого, так как низкотемпературная ударная вязкость основного металла была оценена только при температуре -10°C, не ясна возможность применений для новых применений, в которых требуется ударная вязкость при более низких температурах.

В случае методики согласно патентному источнику 5, в связи с тем, что необходимо, чтобы листовая сталь имела химическую композицию, содержащую увеличенные количества легирующих химических элементов, возникает проблема, состоящая в увеличении материальных затрат, кроме того, происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке. Помимо этого низкотемпературная ударная вязкость основного металла и зоны термического воздействия при сварке оценена только при температуре -10°C.

В случае методик согласно патентным источникам 6 и 7, хотя обеспечивается улучшение устойчивости к последеформационному старению, низкотемпературная ударная вязкость основного металла и зоны термического воздействия при сварке оценивались только при температуре -10°C.

Кроме того, в случае патентных источников 1-7 необходимо образование ферритной фазы, но ферритная фаза вызывает снижение прочности при растяжении. Поэтому оказывается необходимым добавление легирующих химических элементов для увеличения прочности согласно стандарту API до марки Х60 или более и имеются опасения относительно возможного увеличения стоимости сплава и возможного снижения низкотемпературной ударной вязкости.

Поэтому цель настоящего изобретения состоит в том, чтобы посредством разрешения данных проблем общепринятых методик создать листовую сталь, имеющую низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокую прочность и высокую ударную вязкость, превосходную в отношении устойчивости к последеформационному старению с маркой по API 5L Х70 или менее, которая может выпускаться с высокой производительностью, предложить способ производства такой листовой стали и предоставить высокопрочную сварную стальную трубу, изготавливаемую из такой листовой стали.

Решение задачи.

Для решения описанных выше проблем авторы настоящего изобретения провели тщательные исследования, касающиеся способа производства листовой стали, в частности производственного процесса, включающего регулируемую прокатку, ускоренное охлаждение после выполнения регулируемой прокатки и последующее повторное нагревание. По результатам данных исследований авторы изобретения обнаружили, что посредством регулирования условий прокатки таким образом, чтобы фаза бейнита стала мягкой, возможно достижение высоких показателей деформации и высокой пластичности без значительного снижения прочности, и получили следующие данные.

(a) Посредством остановки ускоренного охлаждения в середине процесса бейнитного превращения листовой стали, то есть в таком диапазоне температур, при котором присутствует непреобразованная фаза аустенита, и последующего запуска повторного нагрева от температуры выше температуры завершения бейнитного превращения (в дальнейшем обозначаемой как точка Bf) создается такая металлографическая структура листовой стали, в которой твердый островной мартенсит (в дальнейшем обозначаемый как МА) однородно образуется в фазе бейнита и таким образом достигается снижение показателя отношения предела текучести к пределу прочности.

(b) При добавлении к химической композиции стали соответствующего количества Mn в качестве химического элемента для стабилизации фазы аустенита непреобразованная аустенитная фаза становится стабилизированной и таким образом оказывается возможным образование твердого МА без добавления большого количества химических элементов, таких как Cu, Ni и Мо, для повышения способности принимать закалку.

(c) При выполнении прокатки в таких условиях, чтобы общий коэффициент обжатия составлял 50% или более в температурном диапазоне 900°C или ниже, который является диапазоном температур без рекристаллизации в аустените, может быть обеспечено однородное рассредоточение тонкодисперсного МА и тем самым может быть достигнуто увеличение равномерного относительного удлинения при одновременном поддержании низкого отношения предела текучести к пределу прочности.

(d) Кроме того, посредством соответствующего регулирования и условий прокатки в диапазоне температур, который является температурным диапазоном отсутствия рекристаллизации в аустените, описанных выше в пункте (с), и условий повторного нагревания, описанных выше в пункте (а), оказывается возможным управление формой МА. Таким образом, возможно управление размером зерна МА так, чтобы он составлял всего 3,0 мкм или менее, выраженным в виде величины эквивалентного среднего диаметра круга. Далее, в результате, так как МА лишь немного распадается, даже если в ходе термической предыстории сталь подвергается детериорации отношения предела текучести к пределу прочности из-за старения в случае обычной стали, желательная микроструктура и свойства могут поддерживаться даже после того, как старение произошло.

(е) Кроме того, выполнением первого этапа охлаждения при скорости охлаждения 150°C/с или менее до температуры 600°C или ниже бейнитная структура в участках верхней и нижней поверхностей может быть размягчена. В результате, в силу того, что происходит уменьшение твердости участков верхней и нижней поверхностей, может быть достигнута высокая пластичность.

Настоящее изобретение было сделано на основе описанных выше обнаружений и дальнейших исследований, и предмет настоящего изобретения заключается в следующем.

[1] Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, при этом данная листовая сталь имеет химическую композицию, содержащую, мас. % С: 0,03% или более и 0,08% или менее, Si: 0,01% или более и 1,0% или менее, Mn: 1,2% или более и 3,0% или менее, Р: 0,015% или менее, S: 0,005% или менее, Al: 0,08% или менее, Nb: 0,005% или более и 0,07% или менее, Ti: 0,005% или более и 0,025% или менее, N: 0,010% или менее, О: 0,005% или менее, Fe и неизбежные примеси: остальное, имеет металлографическую структуру, представляющую собой двухфазную структуру, состоящую из фазы бейнита и островного мартенсита, в которой доля области островного мартенсита составляет 3% или более и 15% или менее, в которой эквивалентный диаметр круга островного мартенсита равен 3,0 мкм или менее и в которой остальная часть металлографической структуры представлена фазой бейнита, в которой изменение твердости по Виккерсу в направлении толщины ΔHV30 или менее, изменение твердости по Виккерсу в направлении ширины ΔHV30 или менее, максимальная твердость по Виккерсу в приповерхностных участках листовой стали HV230 или менее, отношение предела текучести к пределу прочности 85% или менее и удлинение 22% или более в испытаниях на растяжение по полной толщине с использованием образца для испытаний, имеющего форму в соответствии с стандартами ГОСТ.

[2] Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности согласно представленному выше пункту [1], при этом данная листовая сталь имеет химическую композицию, содержащую, кроме того, один или несколько элементов, мас. %, выбираемых из Cu: 0,5% или менее, Ni: 1% или менее, Cr: 0,5% или менее, Мо: 0,5% или менее, V: 0,1% или менее, Ca: 0,0005% или более и 0,003% или менее и В: 0,005% или менее.

[3] Способ производства высокопрочной листовой стали, имеющей низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходной с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, при этом данный способ включает нагревание стали, имеющей химическую композицию согласно представленным выше пунктам [1] или [2], при температуре 1000°C или выше и 1300°C или ниже, выполнение горячей прокатки при таких условиях, что общая степень обжатия составляет 50% или более в диапазоне температур 900°C или ниже, чистовой горячей прокатки при температуре, равной или превышающей температуру фазового перехода Ar₃, начало охлаждения при температуре, равной или выше температуры фазового превращения Ar₃, выполнение охлаждения со скоростью охлаждения в выражении температуры поверхности листовой стали, равной 150°C/с или менее, до тех пор, пока температура поверхности не становится равной 600°C или ниже, выполнение охлаждения при скорости охлаждения в выражении средней температуры листовой стали, равной 15°C/с или более, до тех пор, пока средняя температура не становится равной 450°C или выше и 650°C или ниже, и немедленно после выполнения охлаждения проведение повторного нагрева при скорости нагревания в выражении температуры поверхности листовой стали, равной 1,0°C/с или более, до тех пор, пока температура не становится равной 550°C или выше и 750°C или ниже.

[4] Высокопрочная сварная стальная труба, при этом данная стальная труба изготавливается посредством придания листовой стали согласно представленным выше пунктам [1] или [2] цилиндрической формы, сваркой торцевых участков сформированного цилиндра с образованием однослойного сварного шва каждой из внешней и внутренней поверхностей, и выполнением после этого развальцовки трубы в условиях, обеспечивающих степень развальцовки трубы в 0,4% или более и 2,0% или менее, и при этом данная труба имеет отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее и показатель удлинения 20% или более в испытаниях на растяжение по полной толщине с использованием образца для испытаний, имеющего форму в соответствии со стандартами ГОСТ и, кроме того, имеющая отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее и показатель удлинения 20% или более даже после выполнения обработки по последеформационному старению в условиях температуры 250°C или ниже и продолжительностью 30 минут или менее.

Полезный эффект изобретения

Согласно настоящему изобретению может производиться листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокую прочность и высокую ударную вязкость, обладающая превосходными свойствами с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, без снижения ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке или без необходимости в добавках больших количеств легирующих химических элементов. Вследствие этого листовая сталь, которая применяется главным образом для магистральных труб, может стабильно выпускаться в больших количествах и при этом достигается значительное увеличение производительности и экономической эффективности. Кроме того, значительный промышленный эффект достигается в силу того, что с применением этой листовой стали может производиться высокопрочная сварная стальная труба, обладающая превосходными качествами в отношении сопротивления продольному изгибу и пластичности.

Краткое описание чертежей

Фиг. 1 является схематической диаграммой, иллюстрирующей термическую предысторию, которой листовая сталь подвергается после начала ускоренного охлаждения согласно настоящему изобретению, на которой сплошная линия представляет среднюю температуру листовой стали, а штрихпунктирная линия отображает температуру поверхности листовой стали.

Описание воплощений

Ниже будут описаны основания для ограничения признаков настоящего изобретения.

1. Рассмотрение химической композиции.

Прежде всего описываются основания для ограничения химической композиции стали согласно настоящему изобретению. Здесь при использовании в описании химической композиции символа «%» всегда подразумевается массовый процент.

С: 0,03% или более и 0,08% или менее.

С является химическим элементом, который вследствие образования карбидов вносит вклад в дисперсионное упрочнение и важен для образования МА. В случаях, когда содержание С составляет менее 0,03%, этого содержания оказывается недостаточно для образования МА, и не может быть достигнута достаточная прочность. В случаях, когда содержание С составляет более 0,08%, происходит снижение ударной вязкости основного металла и ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке (HAZ). Поэтому содержание С устанавливается равным 0,03% или более и 0,08% или менее, предпочтительно 0,04% или более и 0,06% или менее.

Si: 0,01% или более и 1,0% или менее.

Si добавляется для осуществления раскисления. В случаях, когда содержание Si составляет менее 0,01%, эффект раскисления оказывается недостаточным, а в случаях, когда содержание Si превышает 1,0%, происходит снижение ударной вязкости и свариваемости. Поэтому содержание Si устанавливается равным 0,01% или более и 1,0% или менее, предпочтительно 0,01% или более и 0,3% или менее.

Mn: 1,2% или более и 3,0% или менее.

Mn добавляется для увеличения прочности и ударной вязкости. Также Mn добавляется для повышения способности принимать закалку, что способствует образованию МА. В случаях, когда содержание Mn составляет менее 1,2%, эти эффекты не могут быть получены в достаточной мере, а в случаях, когда содержание Mn составляет более 3,0%, наблюдается снижение ударной вязкости и свариваемости. Поэтому для стабильного образования МА, независимо от изменений в химической композиции и производственных режимах, содержание Mn устанавливается равным 1,2% или более и 3,0% или менее, предпочтительно 1,8% или более и 3,0% или менее.

Р: 0,015% или менее.

В настоящем изобретении Р является неизбежной примесью и задается верхний предел содержания Р. В случаях, когда содержание Р является большим, происходит значительное увеличение степени осевой ликвации, приводящее к снижению ударной вязкости основного металла. Поэтому содержание Р устанавливается равным 0,015% или менее и предпочтительно 0,010% или менее.

S: 0,005% или менее.

В настоящем изобретении S является неизбежной примесью и задается верхний предел содержания S. В случаях, когда содержание S является большим, происходит значительное увеличение количества образующегося MnS, что приводит к снижению ударной вязкости основного металла. Поэтому содержание S устанавливается равным 0,005% или менее, предпочтительно 0,002% или менее.

Al: 0,08% или менее.

Al добавляется в качестве раскисляющего агента. В случаях, когда содержание Al составляет более 0,08%, происходит уменьшение чистоты стали, приводящее к снижению ударной вязкости. Поэтому содержание Al устанавливается равным 0,08% или менее, предпочтительно 0,01% или более и 0,08% или менее, более предпочтительно 0,01% или более и 0,05% или менее.

Nb: 0,005% или более и 0,07% или менее.

Nb является химическим элементом, который увеличивает ударную вязкость в результате уменьшения размера зерна в микроструктуре и вносит вклад в увеличение прочности благодаря улучшению способности принимать закалку с помощью находящегося в твердом растворе Nb. Эти эффекты реализуются в случаях, когда содержание Nb составляет 0,005% или более. Однако в случае, когда содержание Nb составляет более 0,07%, происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке, и, таким образом, содержание Nb устанавливается равным 0,005% или более и 0,07% или менее, более предпочтительно 0,01% или более и 0,05% или менее.

Ti: 0,005% или более и 0,025% или менее.

Ti является важным химическим элементом, увеличивающим ударную вязкость основного металла в результате предупреждения увеличения размера зерна аустенитной фазы благодаря закрепляющему эффекту TiN при выполнении нагревания сляба. Эти эффекты реализуются в случаях, когда содержание Ti составляет 0,005% или более. Однако в случае, когда содержание Ti составляет более 0,025%, происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке, и, таким образом, содержание Ti устанавливается равным 0,005% или более и 0,025% или менее, более предпочтительно 0,005% или более и 0,02% или менее, с точки зрения обеспечения ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке, более предпочтительно 0,007% или более и 0,016% или менее.

N: 0,010% или менее.

N рассматривается как неизбежная примесь. Так как происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке в тех случаях, когда содержание N составляет более 0,010%, содержание N задается равным 0,010% или менее, предпочтительно 0,007% или менее, более предпочтительно 0,006% или менее.

О: 0,005% или менее.

В настоящем изобретении О является неизбежной примесью и задается верхний предел содержания О. Так как О вызывает образование крупнозернистых включений, которые оказывают отрицательное воздействие на ударную вязкость, содержание О устанавливается равным 0,005% или менее, более предпочтительно 0,003% или менее.

Основная химическая композиция в настоящем изобретении является такой, как описано выше. Кроме того, для улучшения прочности и ударной вязкости листовой стали и повышения способности принимать закалку с содействием образованию МА могут быть добавлены один или несколько элементов, описанных ниже: Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca и В.

Cu: 0,5% или менее.

Возможно добавление Cu, так как Cu в случаях добавления Cu вносит вклад в увеличение способности стали принимать закалку. Для получения этого эффекта предпочтительно, чтобы содержание Cu составляло 0,05% или более. Однако в случаях, когда содержание Cu превышает 0,5%, происходит уменьшение ударной вязкости. Таким образом, в случаях, когда добавляется Cu, предпочтительно, чтобы содержание Cu было 0,5% или менее, более предпочтительно 0,4% или менее.

Ni: 1% или менее.

Так как Ni участвует в увеличении способности стали принимать закалку и, в частности, поскольку ухудшения ударной вязкости не происходит даже в тех случаях, когда содержание Ni является большим, добавление Ni возможно. Для получения этого эффекта предпочтительно, чтобы содержание Ni составляло 0,05% или более. Однако поскольку Ni является дорогим химическим элементом, в случаях добавления Ni предпочтительно, чтобы содержание Ni было 1% или менее, более предпочтительно 0,4% или менее.

Cr: 0,5% или менее.

Так как Cr, как и Mn, является химическим элементом, эффективным для достижения достаточной прочности даже в случаях невысокого содержания С, возможно добавление Cr. Для получения этого эффекта предпочтительно, чтобы содержание Cr составляло 0,1% или более. Однако, так как при чрезмерно высоком содержании Cr происходит ухудшение свариваемости, в случаях, когда Cr добавляется, предпочтительно, чтобы содержание Cr составляло 0,5% или менее, более предпочтительно 0,4% или менее.

Мо: 0,5% или менее.

Так как Мо является химическим элементом, который увеличивает способность принимать закалку? и так как Мо является химическим элементом, который вносит вклад в увеличение прочности в результате образования МА и упрочнения бейнитной фазы, возможно добавление Мо. Для получения этого эффекта предпочтительно, чтобы содержание Мо составляло 0,05% или более. Однако в случаях, когда содержание Мо составляет более 0,5%, происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке. Поэтому в случаях добавления Мо предпочтительно, чтобы содержание Мо составляло 0,5% или менее, более предпочтительно 0,3% или менее.

V: 0,1% или менее.

Так как V является химическим элементом, участвующим в увеличении прочности с повышением способности принимать закалку, добавление V возможно. Для получения этого эффекта предпочтительно, чтобы содержание V составляло 0,005% или более. Однако в случаях, когда содержание V составляет более 0,1%, происходит снижение ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке. Поэтому в случаях, когда V добавляется, предпочтительно, чтобы содержание V было 0,1% или менее, более предпочтительно 0,06% или менее.

Ca: 0,0005% или более и 0,003% или менее.

Так как Ca является химическим элементом, который увеличивает ударную вязкость благодаря способности управлять формой содержащих сульфиды включений, добавление Ca возможно. Этот эффект достигается в случаях, когда содержание Ca составляет 0,0005% или более. В случаях, когда Ca содержание превышает 0,003%, данный эффект достигает насыщения и, наоборот, происходит снижение ударной вязкости в результате ухудшения чистоты. Поэтому в случаях, когда Ca добавляется, предпочтительно, чтобы содержание Ca составляло 0,0005% или более и 0,003% или менее, более предпочтительно 0,001% или более и 0,003% или менее.

В: 0,005% или менее.

Так как В является химическим элементом, который вносит вклад в увеличение прочности и ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке, возможно добавление В. Для получения этих эффектов предпочтительно, чтобы содержание В составляло 0,0005% или более. Однако в случаях, когда содержание В превышает 0,005%, происходит ухудшение свариваемости. Поэтому в случаях добавления В предпочтительно, чтобы содержание В составляло 0,005% или менее, более предпочтительно 0,003% или менее.

При этом, посредством оптимизации отношения содержания Ti и содержания N (Ti/N), благодаря присутствию частиц TiN, оказывается возможным предотвращение увеличения размера зерна фазы аустенита в зоне термического воздействия при сварке. Таким образом, оказывается возможным достижение хорошей ударной вязкости в зоне термического воздействия при сварке. Поэтому предпочтительно, чтобы Ti/N равнялось 2 или более и 8 или менее, более предпочтительно 2 или более и 5 или менее.

Остальное в составе химической композиции листовой стали согласно настоящему изобретению составляет Fe и неизбежные примеси. Однако при условии отсутствия отрицательного воздействия на эффекты настоящего изобретения могут добавляться и другие химические элементы помимо описанных выше. Например, с точки зрения увеличения ударной вязкости могут быть добавлены Mg: 0,02% или менее и/или REM (редкоземельный металл): 0,02% или менее.

Далее описывается металлографическая структура согласно настоящему изобретению.

2. Рассмотрение металлографической структуры.

В настоящем изобретении металлографическая структура регулируется таким образом, чтобы в дополнение к фазе бейнита был однородно включен островной мартенсит (МА) в количестве 3% или более и 15% или менее в выражении доли площади.

Посредством образования дуплексной фазовой структуры, служащей в качестве основы для структуры, в которой твердый МА включен в мягкой фазе бейнита, обеспечивается снижение отношения предела текучести к пределу прочности и увеличение равномерного относительного удлинения.

В случаях, когда листовые стали и стальные трубы применяются в сейсмоопасных регионах и подобных областях, в которых к этим материалам прикладываются большие деформации, существуют определенные случаи, когда эти материалы должны иметь не только низкое отношение предела текучести к пределу прочности, но также и высокое равномерное относительное удлинение и высокую пластичность. В случае структур с дуплексной фазой, состоящих из мягкой бейнитной фазы и твердого МА, как описано выше, мягкая фаза подвергается деформации. Кроме того, контролированием величины изменений твердости в направлении толщины и в направлении ширины в пределах около ΔHV30 или менее и максимальной твердости в приповерхностных участках листовой стали в пределах около HV230 или менее возможно достижение высокого показателя удлинения в 22% или более в испытаниях на растяжение по полной толщине с использованием образцов для испытаний, имеющих форму в соответствии со стандартами ГОСТ для листовой стали.

Относительное содержание МА в металлографической структуре устанавливается равным 3% или более и 15% или менее в терминах площади фракции МА (вычисляемой как среднее соотношений площадей МА в произвольных сечениях листовой стали в направлении прокатки, направлении по ширине и других подобных). В случаях, когда площадь фракции МА составляет менее 3%, существует вероятность недостаточного снижения отношения предела текучести к пределу прочности. В случаях, когда площадь фракции МА составляет более 15%, существует вероятность уменьшения ударной вязкости основного металла.

Кроме того, с точки зрения уменьшения отношения предела текучести к пределу прочности и увеличения ударной вязкости основного материала и равномерного относительного удлинения предпочтительно, чтобы доля площади МА составляла 5% или более и 12% или менее. Более предпочтительно доля площади МА составляет 5% или более и 10% или менее. Здесь доля площади МА берется по отношению ко всей микроструктуре стали.

МА может быть легко идентифицирован при рассмотрении образца, приготовленного травлением листовой стали с помощью, например, 3% раствора ниталя (ниталь - спиртовой раствор азотной кислоты) и последующим выполнением электролитического травления. При рассмотрении микроструктуры листовой стали с помощью электронного сканирующего микроскопа (SEM) МА распознается в виде хорошо различимых белых участков.

В данном случае доля площади МА может быть вычислена, например, как среднее соотношений областей МА, выполнением обработки изображений на фотографиях микроструктуры в по меньшей мере 4 полях зрения микроскопа, полученных с помощью электронного сканирующего микроскопа (SEM).

Кроме того, эквивалентный диаметр круга МА устанавливается равным 3,0 мкм или менее с точки зрения достижения достаточной ударной вязкости основного металла и увеличения равномерного относительного удлинения. Это делается потому, что в случаях, когда эквивалентный диаметр круга МА составляет более 3,0 мкм, существует возможность снижения ударной вязкости основного металла.

При этом эквивалентный диаметр круга МА может быть вычислен как среднее диаметров кругов, имеющих, соответственно, такие же площади, как и у зерен МА, и полученные обработкой изображений на микроструктуре, наблюдаемой с помощью SEM.

В настоящем изобретении для образования МА добавляются Mn и Si без добавления больших количеств дорогих легирующих химических элементов, таких как Cu, Ni и Мо. При этом способе важно стабилизировать непреобразованную фазу аустенита с тем, чтобы подавить перлитное превращение или образование фазы цементита при повторном нагревании и когда проводится воздушное охлаждение после выполнения повторного нагревания.

Далее в общих чертах описывается механизм образования согласно настоящему изобретению МА и размягчения фазы бейнита в приповерхностных участках. Затем подробно описываются режимы производства.

После нагревания сляба горячая прокатка завершается в диапазоне температур, обеспечивающем образование фазы аустенита, после чего запускается ускоренное охлаждение при температуре, равной или выше температуры фазового превращения Ar₃, с тем, чтобы не допустить образования ферритной фазы.

Ниже будут описаны изменения в микроструктуре, происходящие в производственном процессе, при котором после завершения ускоренного охлаждения в середине процесса бейнитного превращения, то есть в диапазоне температур присутствия непреобразованной фазы аустенита, начинается повторное нагревание при температуре выше температуры завершения бейнитного превращения (точка Bf), а затем выполняется охлаждение.

После прохождения ускоренного охлаждения микроструктура состоит из фазы бейнита и фазы непреобразованного аустенита. После этого при выполнении повторного нагревания, начинающегося при температуре выше точки Bf, происходит преобразование из фазы непреобразованного аустенита в фазу бейнита. Так как предел растворимости С в твердой фазе бейнита является невысоким, С эвакуируется в окружающую фазу непреобразованного аустенита. Поэтому содержание С в фазе непреобразованного аустенита при выполнении повторного нагревания возрастает по мере протекания бейнитного превращения. На данном этапе, в случаях, когда стабилизирующие аустенит химические элементы, такие как Cu и Ni, содержатся в определенных или превышающих их количествах, непреобразованная фаза аустенита со сконцентрированным в ней С сохраняется даже после завершения повторного нагревания и трансформируется в МА после выполнения охлаждения, следующего за выполнением повторного нагревания, и в итоге получается микроструктура, в которой МА образуется в структуре бейнита.

В настоящем изобретении важно начать повторный нагрев в диапазоне температур, в котором после выполнения ускоренного охлаждения присутствует фаза непреобразованного аустенита. В случаях, когда температура начала повторного нагревания равна или ниже точки Bf, реализуется бейнитное превращение и фаза непреобразованного аустенита отсутствует. Поэтому необходимо, чтобы температура начала повторного нагревания была выше точки Bf.

Кроме того, нет никаких специальных ограничений на охлаждение после выполнения повторного нагревания, поскольку это не оказывает никакого вли