Сталь с высоким сопротивлением на разрыв и способ ее производства

 

Изобретение относится к производству стали для магистральных трубопроводов для транспортировки природного газа, сырой нефти и т.п. Предлагаются сталь с высоким сопротивлением на разрыв, обладающая превосходной ударной вязкостью по всей своей толщине, высоким уровнем свойств в сварных соединениях и имеющая предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа, а также способ изготовления такой стали. Сталь предпочтительно имеет следующий состав, в мас.%: углерод от 0,02 до 0,1; кремний не более чем 0,6; марганец от 0,2 до 1,7; никель от 0,2 до 1,2; ниобий от 0,01 до 0,1; титан от 0,005 до 0,03; алюминий не более чем 0,1; азот от 0,001 до 0,006; медь от 0 до 0,6; хром от 0 до 0,8, молибден от 0 до 0,6; ванадий от 0 до 0,1; бор от 0 до 0,0025; а также кальций от 0 до 0,006. Значение V_s, определяемое по уравнению: V_s= C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10), находится в пределах от 0,15 до 0,42. Р и S в числе прочих примесей содержатся в количестве не более чем 0,015% и соответственно не более чем 0,003%. Размер частиц карбида, содержащихся в стали, составляет не более чем 5 микрон в продольном направлении. 2 с. и 16 з.п. ф-лы, 9 табл.

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ Изобретение относится к стали с высоким сопротивлением на разрыв, обладающей превосходной ударной вязкостью по всей своей толщине, отличными свойствами в сварных соединениях и имеющей предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм). Более конкретно настоящее изобретение касается толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв, предназначенной для строительства магистрального трубопровода для транспортировки природного газа, сырой нефти и тому подобного, а также способа производства толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв.

ПРЕДПОСЫЛКИ СОЗДАНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ В области трубопроводов для транспортировки природного газа и сырой нефти повсеместно наблюдается стремление к снижению транспортных расходов, а предпринимаемые с этой целью меры сосредотачиваются на повышении эффективности транспортировки за счет повышения максимального рабочего давления. Стандартный подход к решению вопроса о повышении максимального рабочего давления связан с увеличением толщины стенок магистрального трубопровода, изготавливаемого из марки стали с низкой прочностью. Однако в связи с увеличением веса конструкции такой способ приводит к снижению производительности выполняемых на строительной площадке сварочных работ, а также к общему снижению экономической эффективности строительства трубопровода. Альтернативный подход к решению данной проблемы состоит в ограничении увеличения толщины стенок за счет повышения прочности материала магистрального трубопровода. Например, Американским нефтяным институтом (АНИ) стандартизирована сталь марки Х80, в связи с чем эта сталь марки Х80 нашла практическое применение. Марка Х80 означает, что предел текучести (ПТ) составляет, по меньшей мере, 551 МПа (80 тыс. фунтов на кв. дюйм).

В свете предполагаемого повышения спроса на сталь, имеющую еще более высокую прочность, предложены были несколько способов производства стали марки X100 или более высокопрочных марок, основанных на технологии производства стали марки Х80. Например, предложены были такая сталь и способ ее производства, в которых прочность и ударная вязкость повышаются благодаря обеспечению дисперсионного твердения с применением Сu и рафинированию микроструктуры (см. выложенную заявку на японский патент 8-104922). Кроме того, предложены также были и другие марки стали такого типа и способы их производства, в которых повышение прочности и ударной вязкости обеспечиваются за счет увеличения содержания Мn и рафинирования микроструктуры (см. заявки на европейские патенты: ЕР 0753596 А1 (WO 96/23083) и ЕР 0757113 А1 (WO 96/23909)).

Однако применение вышеуказанных марок стали и способов их производства сопряжено с возникновением следующих проблем. Первый из указанных выше способов, в котором используется дисперсионное твердение, осуществляемое с применением Сu, позволяет сообщить стали как высокие прочностные свойства, так и отличную свариваемость в полевых условиях, но в связи с присутствием выделений Сu (ε-Cu фазы), диспергированной в пределах стальной основы, этот способ в большинстве случаев неэффективен с точки зрения сообщения стали достаточно высокой ударной вязкости. Также, когда получаемая по второму из указанных выше способов сталь с высоким сопротивлением на разрыв, которая содержит Мn в количестве свыше 1 мас.%, производится с применением процесса непрерывной разливки (процесса HP), наблюдается тенденция к ухудшению ударной вязкости в центральной зоне по толщине толстолистовой стали, обусловленная сегрегацией по центральной линии. Для стали, которая не может быть произведена с применением процесса непрерывной разливки, т.е. для стали, плоская прокатная заготовка из которой должна изготавливаться посредством разливки стали в изложницы и прокатки в обжимном стане-блюминге, наблюдается тенденция к получению значительно меньшего количества выпускаемой продукции, чем в случае организации производства с применением процесса непрерывной разливки. Сталь, приготовленную с применением процесса разливки ее в изложницы, нежелательно использовать в условиях массового производства, характерных при выпуске труб для магистральных трубопроводов, ввиду расходов, связанных с осуществлением процесса разливки стали в изложницы.

Кроме того, согласно техническим решениям, раскрываемым в патентах США 5545269, 5545270 и 5531842, выданных на имя Ку и Лутона, установлена практическая целесообразность производства обладающих превосходной прочностью марок стали, имеющих предел текучести, по меньшей мере, примерно 830 МПа (120 тыс. фунтов на кв. дюйм) и предел прочности на разрыв, по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), в качестве предшествующего продукта для производства труб магистрального трубопровода. Прочностные свойства марок стали, предложенных Ку и Лутоном в патенте США 5545269, обеспечиваются за счет достижения сбалансированности между химическим составом стали и технологией ее производства, благодаря чему получаемая сталь имеет по существу однородную микроструктуру, которая содержит, в основном, мелкозернистый мартенсит отпуска и бейнит, которые дополнительно упрочнены выделениями ε-меди и некоторыми карбидами, либо нитридами или карбонитридами ванадия, ниобия и молибдена.

В патенте США 5545269, выданном на имя Ку и Лутона, предложен способ производства высокопрочной стали, при осуществлении которого сталь резко охлаждается с температуры окончания горячей прокатки до температуры, не превышающей 400^oС (752^oF - по температурной шкале Фаренгейта), со скоростью охлаждения, по меньшей мере, 20^oС в секунду (36^oF в секунду), предпочтительно со скоростью примерно 30^oС в секунду (54^oF в секунду) с таким расчетом, чтобы при этом получить, в основном, мартенситную и бейнитную микроструктуру. Кроме того, для получения желательной микроструктуры и соответствующих свойств согласно изобретению Ку и Лутона требуется, чтобы толстолистовая сталь была подвергнута вторичной процедуре упрочнения посредством выполнения дополнительной технологической операции, предусматривающей отпуск охлаждаемой водой толстолистовой стали при температуре, не превышающей точки превращения Ac₁ при нагреве, т.е. температуры, при которой во время нагревания начинает образовываться аустенит, в течение периода времени, достаточного для того, чтобы вызвать выделение ε-меди и упомянутых некоторых карбидов, либо нитридов или карбонитридов ванадия, ниобия и молибдена. Наличие дополнительной технологической операции отпуска, выполняемой после резкого охлаждения этих марок стали, обеспечивает получение соотношения между пределом текучести и пределом прочности на разрыв, превышающего 0,93. С точки зрения обеспечения предпочтительной конструкции трубопровода желательно было бы, чтобы соотношение между пределом текучести и пределом прочности на разрыв составляло не более чем примерно 0,93 с сохранением при этом высоких значений сопротивления на разрыв.

Одним из способов решения этих проблем является обеспечение высокого содержания никеля в стали. Патентом США 5545263 предусматривается обеспечить наличие никеля в стали в количестве до 2 мас.%. Однако в зависимости от содержания углерода и других легирующих элементов в стали наличие в ее составе высокого содержания никеля, например, в количестве, превышающем примерно 1,5 мас. %, может приводить к ухудшению свариваемости при сварке кольцевым швом, осуществляемой во время строительства трубопровода; кроме того, дополнительное введение никеля приводит к возрастанию расходов на легирование. Таким образом, целью настоящего изобретения является создание стали с высоким сопротивлением на разрыв, обладающей хорошим соотношением между пределом текучести и пределом прочности на разрыв, т.е. составляющим не более чем примерно 0,93, которая может производиться с применением процесса непрерывной разливки и которая отличается своей превосходной ударной вязкостью по всей толщине, отличными свойствами в сварных соединениях и имеет ППР (предел прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), энергию удара при температуре -40^oС (например, vE при -40^oС), превышающую значение примерно в 120 Дж (90 футо-фунтов). Другие цели настоящего изобретения заключаются в создании таких марок стали, обладающих хорошей свариваемостью, которые не дают трещин при сварке и имеют энергию удара при температуре -20^oС (-4^oF) (например, vE при -20^oС) в зоне термического влияния (ЗТВ) или в сварном соединении, превышающую значение примерно в 70 Дж (52 футо-фунта).

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ Предпринимая попытку получить сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющую предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм) и обладающую превосходной ударной вязкостью по всей своей толщине даже в том случае, когда изготавливаемая из нее плоская прокатная заготовка производится с применением процесса непрерывной разливки, авторы настоящего изобретения исследовали целый ряд марок стали, имеющих различный состав, и при этом установили следующее.

Когда сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющая содержание Мn, по меньшей мере, примерно 1 мас.%, производится с применением процесса непрерывной разливки, ограничение значения V_s, определяемого по приведенному ниже уравнению (1), величиной, не достигающей более чем примерно 0,42, позволяет в значительной мере уменьшить сегрегацию около центральной линии. Следовательно, наблюдается существенное повышение ударной вязкости в центральной зоне по толщине стенки. Когда содержание Мn составляет менее чем примерно 1,7 мас. %, отмеченное выше ограничение по V_s становится особенно эффективным.

V_s=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10), (1) где вместо химического обозначения атома каждого элемента подставляется содержание этого элемента (в мас.%).

Возникновение хрупкого излома требует наличия какого-либо дефекта, служащего в качестве центра зарождения хрупкого излома. По мере повышения ППР (предела прочности на разрыв) стали происходит уменьшение критического размера дефекта, требующегося в большинстве случаев для того, чтобы начался хрупкий излом. Карбиды, к примеру, такие как цементит, которые хорошо диспергируются в стали, являются существенно важными для обеспечения упрочнения дисперсными частицами, но они могут при этом считаться и своего рода дефектом с точки зрения хрупкого излома, поскольку они сами очень тверды и хрупки. Соответственно, по этой причине для стали с высоким сопротивлением на разрыв размер частиц карбидов предпочтительно было бы ограничивать определенным уровнем. Начало хрупкого излома определяется скорее максимальным размером частиц карбидов, а не средним их размером. Иными словами, центром зарождения для хрупкого излома служит частица карбида, имеющая максимальный размер. Несмотря на то, что средний размер частиц в какой-то мере связан с максимальным размером частиц карбидов, важно в технических условиях указать максимальный размер частиц карбида с тем, чтобы получить возможность проконтролировать ударную вязкость стали.

Требование относительно указания в технических условиях максимального размера частиц карбидов распространяется не только на центральную зону по толщине толстолистовой стали, но также и на всю остальную часть по толщине толстолистовой стали. Тем не менее, важнее указать в технических условиях эту величину для центральной или же по существу центральной зоны по толщине толстолистовой стали, где проявляется тенденция к концентрацию С, Мn и тому подобных элементов.

Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, обладающую лучшей сбалансированностью между ударной вязкостью и прочностью, можно получить, обеспечив выполнение следующего условия в отношении микроструктуры: смешанная структура мартенсита и бейнита должна составлять, по меньшей мере, 90 об.% всей микроструктуры; нижний бейнит должен составлять, по меньшей мере, 2 об.% этой смешанной структуры; а отношение длины к ширине (согласно приведенному здесь ниже определению) для предшествующего аустенитного зерна должно быть откорректировано таким образом, чтобы составлять, по меньшей мере, 3. Согласно определению, принятому в данном описании изобретения и в прилагаемой к нему формуле изобретения, отношение длины к ширине для аустенитного зерна в нерекристаллизованном состоянии или для предшествующего аустенитного зерна характеризуется следующим образом: отношение длины к ширине = диаметру (длине) вытянутого зерна в направлении прокатки, поделенному на диаметр (ширину) аустенитного зерна, замеряемый в направлении по толщине толстолистовой стали.

Существо настоящего изобретения заключается в создании рассматриваемой ниже стали с высоким сопротивлением на разрыв и рассматриваемого ниже способа производства этой стали.

(1) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющая предел прочности на разрыв, по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм) и имеющая следующий состав, представленный в мас.%: углерод (С) от примерно 0,02 до примерно 0,1; кремний (Si) не более чем примерно 0,6; марганец (Мn) от примерно 0,2 до примерно 2,5; никель (Ni) от примерно 0,2 до примерно 1,2; ниобий (Nb) от примерно 0,01 до примерно 0,1; титан (Ti) от примерно 0,005 до примерно 0,03; алюминий (Аl) не более чем примерно 0,1; азот (N) от примерно 0,001 до примерно 0,006; медь (Сu) от 0 до примерно 0,6; хром (Сr) от 0 до примерно 0,8; молибден (Мо) от 0 до примерно 0,6; ванадий (V) от 0 до примерно 0,1; бор (В) от 0 до примерно 0,0025; а также кальций (Са) от 0 до примерно 0,006; при этом значение V_s, определяемое по приведенному ниже уравнению (1), находится в пределах предпочтительно от примерно 0,15, а более предпочтительно от примерно 0,28 до примерно 0,42; фосфор (Р) и сера (S) в числе прочих примесей содержатся в количестве не более чем примерно 0,015 мас.% и соответственно не более чем примерно 0,003 мас.%, а частицы карбида, содержащиеся в стали, имеют размер не более чем примерно 5 мкм в продольном направлении.

V_s=C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10), (1) где вместо химического обозначения атома каждого элемента подставляется содержание этого элемента (в мас.%).

(2) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой микроструктура удовлетворяет следующему условию (а).

(а) Смешанная структура, которая по существу содержит мартенсит и нижний бейнит, которые составляют, по меньшей мере, примерно 90 об.% микроструктуры; нижний бейнит составляет, по меньшей мере, примерно 2 об.% этой смешанной структуры; а отношение длины к ширине для предшествующих аустенитных зерен составляет, по меньшей мере, примерно 3.

(3) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой значение Ceq, определяемое по приведенному ниже уравнению (2), находится в пределах от примерно 0,4 и примерно до 0,7.

Ceq=C(Mn/6)+[(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5], (2) где вместо химического обозначения атома каждого элемента подставляется содержание этого элемента (в мас.%).

(4) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой микроструктура удовлетворяет следующему условию (а), а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,7.

(а) Смешанная структура, которая по существу содержит мартенсит и нижний бейнит, которые составляют, по меньшей мере, примерно 90 об.% микроструктуры; нижний бейнит составляет, по меньшей мере, примерно 2 об.% этой смешанной структуры, а отношение длины к ширине для предшествующего аустенита составляет, по меньшей мере, примерно 3.

(5) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас. %, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, а содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%.

(6) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (2) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 0,4 и примерно до 0,7.

Ceq=C(Mn/6)+[(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5], (2) где вместо химического обозначения атома каждого элемента подставляется содержание этого элемента (в мас.%).

(4) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой микроструктура удовлетворяет следующему условию (а), а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,7.

(а) Смешанная структура, которая по существу содержит мартенсит и нижний бейнит, которые занимают, по меньшей мере, примерно 90 об.% микроструктуры; нижний бейнит занимает, по меньшей мере, примерно 2 об.% этой смешанной структуры, а отношение длины к ширине для предшествующего аустенита составляет, по меньшей мере, примерно 3.

(5) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас. %, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, а содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%.

(6) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (2) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас. %, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, а содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%.

(7) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (3) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,53 до примерно 0,7.

(8) По существу не содержащая бора сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (4) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от 0 мас.% до примерно 0,0003 мас.%, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,53 до примерно 0,7.

(9) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (1) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, а содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас.% до примерно 0,0025 мас.%.

(10) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (2) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,1 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас. %, а содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас.% до примерно 0,0025 мас.%.

(11) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (3) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас. % до примерно 0,0025 мас.%, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,58.

(12) Сталь с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующая приведенному здесь выше в пункте (4) описанию, в которой содержание марганца находится в пределах от примерно 0,2 мас.% до примерно 1,7 мас.%, предпочтительно исключая 1,7 мас.%, содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003 мас. % до примерно 0,0025 мас. %, а значение Ceq находится в пределах от примерно 0,4 до примерно 0,58.

(13) Способ производства толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв, имеющей химический состав, соответствующий приведенному здесь выше в любом из пунктов (1), (2), (3), (4), (5), (6), (7), (8), (9), (10), (11) или (12) описанию, причем указанный способ предусматривает выполнение стадий: нагревания стальной плоской прокатной заготовки до температуры в пределах от примерно 950^oС (1742^oF) до примерно 1250^oС (2282^oF); горячей прокатки этой стальной плоской прокатной заготовки при условии, что совокупная степень обжатия при температуре не выше, чем примерно 950^oС (1742^oF) составляет, по меньшей мере, примерно 25%; завершения горячей прокатки при температуре не ниже, чем температура фазового превращения Аr₃ при охлаждении (т. е. температура, при которой аустенит начинает превращаться в феррит во время охлаждения) или примерно 700^oС (1292^oF), в зависимости от того, какая из них будет выше; а также охлаждения горячекатаной толстолистовой стали с температуры не ниже чем примерно 700^oС (1292^oF) при скорости охлаждения в пределах от примерно 10^oС/сек до примерно 45^oС/сек (от примерно 18^oF в секунду до примерно 81^oF в секунду) при замере ее в центральной зоне или по существу центральной зоне толстолистовой стали до тех пор, пока эта центральная зона или по существу центральная зона не охладится до температуры примерно 450^oС (842^oF) или же до более низкой температуры.

(14) Способ производства толстолистовой стали с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующий приведенному здесь выше в пункте (13) описанию, причем указанный способ дополнительно предусматривает выполнение стадии отпуска прокатанной толстолистовой стали при температуре не выше, чем примерно 675^oС (1247^oF).

Рассмотренную выше сталь в соответствии с настоящим изобретением предполагается производить, главным образом, с применением процесса непрерывной разливки, но она может также производиться и с применением процесса разливки стали в изложницы. Соответственно, в контексте данного описания изобретения, а также в прилагаемой формуле изобретения может в качестве "стальной плоской прокатной заготовки" фигурировать полученная посредством непрерывной разливки стальная плоская прокатная заготовка или же плоская прокатная заготовка, полученная посредством прокатки слитка в обжимном стане-блюминге.

Рассмотренная выше сталь может содержать не только легирующие компоненты в количествах, предельные значения которых указаны здесь выше, но также и некоторые известные элементы в малых количествах, вводимые в состав стали дополнительно с целью получения соответствующего результата, который обычно наблюдается при наличии в стали таких элементов в малых количествах. Например, для того чтобы проконтролировать форму включений и повысить ударную вязкость в пределах полученной при сварке зоны термического влияния (ЗТВ), в состав стали могут быть введены в малых количествах редкоземельные элементы или же иные, подобные им элементы.

В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения "карбиды" могут наблюдаться при рассматривании экстракционной реплики микроструктуры стали под электронным микроскопом. Применительно к данному описанию изобретения термин "размер в продольном направлении" относится к "наибольшему диаметру" имеющей максимальный размер частицы карбида среди всех частиц карбидов, наблюдаемых при приблизительно 2000-кратном увеличении в поле зрения электронного микроскопа. Применительно к данному описанию изобретения и прилагаемой к нему формуле изобретения понятие "размер частиц карбида" представляет собой среднее значение размера в продольном направлении для имеющих максимальный размер частиц карбидов, наблюдавшихся приблизительно в 10 полях экстракционной реплики при замере с помощью электронного микроскопа при приблизительно 2000-кратном увеличении. Этот размер частиц карбида, или среднее значение для имеющих максимальный размер частиц карбида, или же среднее значение максимального размера в продольном направлении при замере их в каждой из следующих зон: в центральной зоне или по существу центральной зоне по толщине толстолистовой стали, в зоне на глубине 1/4 толщины толстолистовой стали и в поверхностном слое предпочтительно было бы выдержать в рамках упомянутых выше пределов.

Когда вышеупомянутая микроструктура содержит остаточный аустенит в качестве иной структуры, в отличие от мартенсита и нижнего бейнита, процентное содержание остаточного аустенита по объему можно определить при помощи рентгенографии. Помимо мартенсита и нижнего бейнита можно также в вышеупомянутой смешанной структуре различить и другие фазы, например верхний бейнит или перлит, наблюдая металл, протравленный пикралем, в оптический микроскоп. Кроме того, поскольку карбид имеет характерную морфологическую особенность в каждой из этих структур, можно также распознать карбид, наблюдая карбидную экстракционную реплику в электронный микроскоп приблизительно при 2000-кратном увеличении. Когда такое распознавание затруднено при применении вышеупомянутых способов, можно прибегнуть к наблюдению тонкого образца в просвечивающий электронный микроскоп для того, чтобы добиться такого распознавания. В связи с тем, что данный способ предусматривает проведение наблюдения при большом увеличении, достаточно надежный результат может быть получен только при наблюдении целого ряда полей зрения, например около 10 или более того.

Для того чтобы определить процентное содержание нижнего бейнита по объему в смешанной структуре, состоящей из мартенсита и нижнего бейнита, согласно приведенному здесь выше описанию можно провести наблюдение карбидной экстракционной реплики или тонкого образца в электронный микроскоп. В соответствии с другим методом исследования можно применительно к испытываемой стали смоделировать термокинетическую диаграмму при деформации. Такую диаграмму можно получить, используя работающую испытательную машину Формастера, а для отдельных значений скорости охлаждения можно провести точный замер процентного содержания смешанной микроструктуры или нижнего бейнита по объему. Это позволяет с высокой точностью определить микроструктуру в соответствии с действительным рабочим соотношением и скоростью охлаждения стали.

Применительно к данному описанию изобретения и прилагаемой к нему формуле изобретения термин "сталь" относится, главным образом, к листовой стали и, в частности, к толстолистовой стали, но может также относиться и к горячекатаной стали, материалам для стальных поковок и к другим аналогичным материалам.

ОПИСАНИЕ ПРИЛАГАЕМЫХ ТАБЛИЦ ДАННЫХ Преимущества настоящего изобретения очевидны из приведенного ниже подробного описания и прилагаемых таблиц данных.

В таблице 1 приводятся данные по содержанию основных элементов в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 1, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 2 приводятся данные по содержанию элементов, вводимых в состав в необязательном порядке, и загрязняющих элементов, Р и S, в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 1, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 3 приводятся данные по условиям горячей прокатки, охлаждения и отпуска марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 1, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 4 приводятся данные по эксплуатационным качествам марок стали, испытывавшихся при проведении испытания, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 5 приводятся данные по содержанию некоторых элементов в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 6 приводятся данные по содержанию дополнительных элементов в марках стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 7 приводятся данные по условиям горячей прокатки, охлаждения и отпуска марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 8 приводятся данные по микроструктуре марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

В таблице 9 приводятся данные по эксплуатационным качествам марок стали, испытывавшихся при проведении испытания 2, включенного в раздел ПРИМЕРЫ.

Ниже настоящее изобретение рассматривается в связи с предпочтительными вариантами его осуществления, однако следует понимать, что данное изобретение не ограничивается лишь этими вариантами. Наоборот, настоящее изобретение следует рассматривать как охватывающее всевозможные альтернативные, видоизмененные и эквивалентные технические решения, которые могут быть предложены в пределах существа, а также объема данного изобретения, определенного в прилагаемой формуле изобретения.

ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ Ниже рассматривается причина, по которой для настоящего изобретения выше указаны соответствующие ограничения. В нижеследующем описании обозначение "%", стоящее после обозначения соответствующего легирующего элемента, относится к "мас.%".

1. Химический состав
С: 0,02 - 0,1%
Углерод эффективен в отношении повышения прочности различных марок стали. Для того чтобы марки стали согласно настоящему изобретению получили желательную прочность, содержание в них углерода должно быть, по меньшей мере, примерно 0,02%. Однако, если содержание углерода превышает примерно 0,1%, то тогда карбиды могут становиться крупнозернистыми, в результате чего наблюдается ухудшение ударной вязкости стали и повышается склонность ее к образованию холодных трещин при проведении монтажных работ на строительной площадке. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания углерода примерно 0,1%.

Si: не более 0,6%.

Кремний добавляется, главным образом, с целью раскисления. Количество Si, остающегося в стали после раскисления, может составлять в сущности 0%. Однако, если содержание кремния перед раскислением будет составлять по существу 0%, то тогда произойдет увеличение потерь Аl в процессе раскисления. Соответственно, было бы предпочтительно, чтобы содержание кремния было достаточным для обеспечения наличия остаточного Si для расходования его в процессе раскисления. Нижний предел примерно 0,01% Si достаточен для того, чтобы должным образом свести к минимальным потери Аl в процессе раскисления. Другое соображение состоит в том, что если Si будет оставаться в стали после раскисления в количестве, превышающем примерно 0,6%, то тогда могут возникать сложности с обеспечением тонкого рассеяния частиц карбидов во время отпуска, в результате чего наблюдаться будет снижение ударной вязкости стали. Помимо этого, содержание кремния, превышающее примерно 0,6%, может в результате приводить к уменьшению ударной вязкости в ЗТВ (зоне термического влияния) и к ухудшению формуемости. По этой причине определен верхний предел содержания кремния, составляющий примерно 0,6%, а предпочтительно примерно 0,4%.

Мn: 0,2 - 2,5%
Марганец является эффективным элементом в отношении повышения прочности различных марок стали в соответствии с настоящим изобретением, поскольку он в значительной мере способствует улучшению прокаливаемости. Если содержание марганца будет составлять менее чем примерно 0,2%, то тогда оказываемое им влияние на прокаливаемость будет слабым. Для марок стали с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующих настоящему изобретению, предпочтительно было бы, чтобы содержание Мn в них составляло, по меньшей мере, примерно 0,2%. Если же содержание марганца превышает примерно 2,5%, то тогда может наблюдаться ускорение сегрегации около центральной линии во время литья, что приводит к уменьшению ударной вязкости. Соответственно, для стали с высоким сопротивлением на разрыв, имеющей ППР (предел прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), предпочтительно было бы, чтобы содержание Мn в ней составляло менее чем примерно 2,5% или же в крайнем случае равнялось этой величине. Кроме того, если содержание марганца будет ограничиваться величиной менее чем примерно 1,7%, то тогда будет наблюдаться уменьшение сегрегации около центральной линии благодаря контролированию значения V_s, как указывается в данном описании. При ограничении содержания Мn величиной менее чем примерно 1,7% обеспечивается эффективное сдерживание замедленного разрушения во время сварки. Кроме того, при этом также сводится к минимуму сегрегация около центральной линии во время непрерывной разливки. Таким образом, при ограничении содержания марганца величиной менее чем примерно 1,7% наблюдается тенденция к обеспечению повышенной ударной вязкости марок стали с высоким сопротивлением на разрыв, соответствующих настоящему изобретению.

Ni: 0,2 - 1,2%.

Никель эффективен в отношении повышения прочности, обеспечивая при этом также и улучшение ударной вязкости. Особенно эффективен Ni в отношении улучшения способности к прекращению распространения трещины. Кроме того, никель также оказывает такое действие, которое нейтрализует вредные влияния со стороны Сu при ее наличии, которые могут приводить к образованию трещин на поверхности во время горячей прокатки. Соответственно, предпочтительно было бы обеспечить содержание никеля, по меньшей мере, примерно 0,2%. Однако, если содержание никеля будет превышать примерно 1,2%, то тогда может наблюдаться уменьшение ударной вязкости кольцевых швов, выполняемых при соединении между собой труб из марок стали с высоким сопротивлением на разрыв согласно настоящему изобретению во время строительства магистральных трубопроводов. Соответственно, предпочтительно было бы установить верхний предел содержания никеля примерно 1,2%.

Nb: 0,01 - 0,1%
Ниобий является эффективным элементом в отношении уменьшения размера зерна аустенита (далее обозначаемого здесь "γ") во время контролируемой прокатки. С этой целью предпочтительно было бы установить содержание ниобия, по меньшей мере, примерно 0,01%. Однако, если содержание ниобия превышает 0,1%, то тогда может произойти существенное ухудшение свариваемости при проведении сварочных работ на строительной площадке и снижение ударной вязкости. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания ниобия примерно 0,1%.

Ti: 0,005 - 0,03%
Титан эффективен в отношении уменьшения размера зерна γ во время повторного нагрева плоской прокатной заготовки, и поэтому предпочтительно было бы, чтобы этот элемент содержался в количестве не менее чем примерно 0,005%. В присутствии ниобия Ti особенно эффективен в отношении замедления образования трещин на поверхности плоских прокатных заготовок, получаемых в процессе непрерывной разливки. Однако, если содержание титана превышает 0,03%, то тогда возникает тенденция к укрупнению частиц TiN, что может приводить к росту аустенитного зерна. Соответственно, предпочтительно было бы установить верхний предел содержания титана примерно 0,03%, а более предпочтительно примерно 0,018%.

Аl: не более 0,1%
Алюминий обычно добавляется в качестве раскислителя. Когда Аl остается в стали в иной форме, а не в виде окиси, наблюдается тенденция к соединению Аl и N с образованием выделений AlN, предотвращающих рост зерен γ, благодаря чему обеспечивается рафинирование микроструктуры. Соответственно, Аl также полезен и в отношении улучшения ударной вязкости стали. Для того чтобы достичь этого результата, предпочтительно было бы, чтобы Аl содержался в количестве, но меньшой мере, примерно 0,005%. Поскольку избыток Аl может вызывать укрупнение включений, что может, в свою очередь, приводить к уменьшению ударной вязкости стали, предпочтительно было бы установить верхний предел содержания алюминия примерно 0,1%, а более предпочтительно примерно 0,075%. В данном случае Аl не ограничивается только лишь растворимым в кислотах Аl, а включает также и не растворимый в кислотах Аl, к примеру, присутствующий в виде окислов.

N: 0,001 - 0,006%
Азот совместно с Ti стремится образовать TiN, который замедляет укрупнение зерен γ во время повторного нагрева плоской прокатной заготовки и при проведении сварки. Для того чтобы получить этот результат, предпочтительно было бы, чтобы N содержался в количестве, по меньшей мере, примерно 0,001%. N в количестве более чем примерно 0,001% может приводить к получению увеличенного количества растворенного N в стали, что чревато возникновением тенденции к ухудшению качества плоской прокатной заготовки, а также к уменьшению ударной вязкости в ЗТВ (зоне термического влияния). По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания азота примерно 0,006%.

Далее приводится описание элементов, применяемых в необязательном порядке.

Сu: 0 - 0,6%.

Марки стали в соответствии с настоящим изобретением могут быть приготовлены без введения в них добавок меди. Однако в связи с тем, что при введении Сu наблюдается тенденция к повышению прочности без существенного ухудшения ударной вязкости, в состав стали по мере необходимости вводится Сu с целью повышения ее прочности при сохранении сопротивления образованию трещин в сварном шве. Медь при содержании ее в количестве менее чем примерно 0,2% остается по существу неэффективной в отношении повышения прочности. Соответственно, когда Сu должна быть введена в качестве добавки, предпочтительно было бы обеспечить содержание меди, по меньшей мере, примерно 0,2%. Однако, при содержании меди более чем примерно 0,6% наблюдается тенденция к резкому снижению ударной вязкости. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания меди примерно 0,6%. Но более предпочтительно было бы установить содержание меди в пределах от примерно 0,3% до примерно 0,5%.

Сr: 0 - 0,8%
Марки стали в соответствии с настоящим изобретением могут быть приготовлены без введения в них добавок хрома. Однако в связи с тем, что Сr эффективен в отношении повышения прочности, в состав стали по мере необходимости вводится Сr с целью получения высокой прочности. Хром при содержании его в количестве менее чем примерно 0,2% остается по существу неэффективным в отношении повышения прочности. Соответственно, когда Сr вводится в качестве добавки, предпочтительно было бы обеспечить содержание хрома не менее чем примерно 0,2%. Однако, если содержание хрома будет больше, чем примерно 0,8%, то тогда будет наблюдаться тенденция к образованию крупных частиц карбидов на границах зерен, в результате чего уменьшится ударная вязкость. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел содержания хрома примерно 0,8%. Но более предпочтительно было бы установить содержание хрома в пределах от примерно 0,3% до примерно 0,7%.

Мо: 0 - 0,6%
Марки стали в соответствии с настоящим изобретением могут быть приготовлены без введения в них добавок молибдена. Однако в связи с тем, что Мо эффективен в отношении повышения прочности, в состав стали с этой целью вводится по мере необходимости Мо. Преимущество, получаемое при введении добавок молибдена с целью повышения прочности, заключается в том, что при этом может быть уменьшено содержание углерода, что дает благоприятный эффект с точки зрения свариваемости. Как поясняется при рассмотрении добавки углерода, при содержании углерода более чем примерно 0,1% может возникать повышенная склонность к образованию холодных трещин при проведении монтажных работ на строительной площадке, т.е. во время сварки. Молибден при содержании его в количестве менее чем примерно 0,1% остается по существу неэффективным в отношении повышения прочности, соответственно, когда в качестве добавки вводится Мо, предпочтительно было бы обеспечить содержание молибдена, по меньшей мере, примерно 0,1%. Однако, если содержание молибдена будет больше, чем примерно 0,6%, то тогда может наблюдаться уменьшение ударной вязкости. Соответственно, предпочтительно было бы обеспечить содержание молибдена менее чем примерно 0,6%. Но более предпочтительно было бы установить содержание молибдена в пределах от примерно 0,3% до примерно 0,5%.

V: 0 - 0,1%
Марки стали в соответствии с настоящим изобретением могут быть приготовлены без введения в них добавок ванадия. Однако в связи с тем, что V даже в очень небольших количествах способен значительно повысить прочность, в состав стали по мере необходимости вводится V с целью получения высокой прочности. Ванадий при содержании его в количестве менее чем примерно 0,01% остается по существу неэффективным в отношении повышения прочности. Соответственно, когда в качестве добавки вводится V, предпочтительно было бы обеспечить при этом содержание ванадия, по меньшей мере, примерно 0,01%. Однако при содержании ванадия более чем примерно 0,1% наблюдается тенденция к существенному уменьшению ударной вязкости. Соответственно, предпочтительно было бы установить верхний предел содержания ванадия примерно 0,1%.

В: 0 - 0,0025%
Марки стали в соответствии с настоящим изобретением могут быть приготовлены без введения в них добавок бора. Однако в связи с тем, что В даже в очень небольших количествах способен существенно повысить прокаливаемость стали в соответствии с настоящим изобретением, он может способствовать обеспечению таких микроструктур, которые желательны для получения повышенной прочности и ударной вязкости. Соответственно, В вводится в состав стали, в частности, в тех случаях, когда требуется уменьшить углеродный эквивалент (Ceq) с точки зрения свариваемости. Бор при содержании его в количестве менее чем примерно 0,0003% остается по существу неэффективным в отношении повышения прокаливаемости марок стали в соответствии с данным изобретением. Соответственно, когда в качестве добавки вводится бор, то тогда предпочтительно было бы обеспечить при этом содержание бора, по меньшей мере, примерно 0,0003%. Однако, если содержание бора будет больше, чем примерно 0,0025%, то тогда будет наблюдаться увеличение размера частиц М₂₃(С, В)₆ образующихся на границах зерен, что вызовет возникновение тенденции к существенному уменьшению ударной вязкости. Обозначение М в выражении М₂₃(С, В)₆ относится к металлическим ионам, к примеру, таким как Fe, Cr и иным аналогичным ионам. Соответственно, предпочтительно было бы установить верхний предел
содержания бора, равный 0,0025%. Но более предпочтительно было бы установить содержание бора в пределах от примерно 0,0003% до примерно 0,002%.

Са: 0 - 0,006%
Марки стали в соответствии с настоящим изобретением могут быть приготовлены и без введения в них добавок Са. Однако кальций оказывает эффективное воздействие в отношении регулирования морфологии включений MnS (сульфида марганца), что способствует улучшению ударной вязкости в направлении, перпендикулярном к направлению прокатки стали. Если содержание кальция будет составлять менее чем примерно 0,001%, в особенности, в тех случаях, когда содержание серы (S) будет составлять менее чем примерно 0,003%, что, как будет пояснено здесь ниже, предпочтительно было бы обеспечить для марок стали в соответствии с настоящим изобретением, то тогда наблюдающийся при этом эффект регулирования формы сульфида будет проявляться лишь слабо. Соответственно, когда в качестве добавки вводится Са, то тогда предпочтительно было бы обеспечить содержание кальция, по меньшей мере, примерно 0,001%. Если же содержание кальция будет больше, чем примерно 0,006%, то тогда будет наблюдаться повышенное содержание неметаллических включений в стали. Эти включения служат в качестве центров зарождения для хрупкого излома и, таким образом, приводят к уменьшению ударной вязкости. По этой причине предпочтительно было бы установить содержание кальция менее чем примерно 0,006%.

V_s: 0,15 - 0,42.

В настоящем изобретении помимо контроля содержания отдельных легирующих элементов, осуществляемого согласно приведенному здесь выше описанию, предусматривается также осуществлять и контроль значения индекса V_s с тем, чтобы обеспечить улучшение сегрегации около центральной линии. Если значение V_s будет больше, чем примерно 0,42, то тогда для плоских прокатных заготовок, получаемых в процессе непрерывной разливки, будет наблюдаться тенденция к возникновению значительной сегрегации около центральной линии. Таким образом, когда производство стали с высоким сопротивлением на разрыв, имеющей предел прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), будет вестись с применением процесса непрерывной разливки, то тогда для центральной части получаемой из этой стали плоской прокатной заготовки будет наблюдаться тенденция к уменьшению ударной вязкости. Если же значение V_s будет составлять меньше, чем примерно 0,15, то тогда обеспечена будет малая степень сегрегации около центральной линии, но при этом невозможно будет добиться получения ППР (предела прочности на разрыв), равного примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм). Соответственно, предпочтительно было бы установить нижний предел для значения V_s, равный примерно 0,15, а более предпочтительно примерно 0,28.

Углеродный эквивалент (Ceq):
Если значение Ceq для стали, определяемое по уравнению (2) следующим образом:
Ceq=C(Mn/6)+[(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5], (2)
будет меньше, чем примерно 0,4, то тогда трудно будет добиться получения предела прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), в особенности в ЗТВ (зоне термического влияния). Таким образом, предпочтительно было бы установить нижний предел для значения Ceq, равный примерно 0,4. Если же значение Ceq будет больше, чем примерно 0,7, то тогда возникает вероятность образования трещин при сварке вследствие водородного охрупчивания. Таким образом, предпочтительно было бы установить верхний предел для значения Ceq, равный примерно 0,7. Для марок стали, для которых значение Ceq составляет больше, чем примерно 0,7, опасность образования трещин при сварке вследствие водородного охрупчивания может быть уменьшена посредством применения металла сварного шва, содержащего менее чем примерно 5 мл водорода на 100 г металла сварного шва, благодаря обеспечению надлежащей чистоты поверхности, а также, если избегать проведения сварки в атмосфере при наличии высокой влажности, т. е. если избегать проведения сварки там, где влажность составляет выше, чем примерно 75%, а в особенности там, где она превышает примерно 80%. Когда в стали содержится существенное количество В, т. е. когда содержание бора находится в пределах от примерно 0,0003% до примерно 0,0025%, то тогда наблюдается улучшение прокаливаемости; но при этом предпочтительно было бы снизить верхний предел для значения Ceq до примерно 0,58. Если значение Ceq будет ограничиваться величиной менее чем примерно 0,4%, то тогда, как уже было упомянуто выше, трудно будет добиться получения ППР (предела прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа. Если же значение Ceq будет превышать примерно 0,58, то тогда будет наблюдаться существенное уменьшение сопротивления образованию трещин при сварке. Когда сталь по существу не содержит бора, т.е. когда содержание бора находится в пределах от 0% (включительно) до примерно 0,0003% (исключительно), то тогда предпочтительно было бы установить значение Ceq в пределах от примерно 0,53 до примерно 0,7. Если же значение Ceq будет составлять менее чем примерно 0,53, то тогда трудно будет добиться получения ППР (предела прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа в центральной зоне по толщине обычной толстолистовой стали, предназначенной для применения при строительстве магистральных трубопроводов, а если значение Ceq будет составлять свыше, чем примерно 0,7, то тогда возникает, как уже было упомянуто здесь выше, опасность образования трещин при сварке вследствие водородного охрупчивания.

Р: не более 0,015%.

Для стали, приготовленной в соответствии с настоящим изобретением, при содержании в ней фосфора в количестве более чем примерно 0,015% наблюдается тенденция к возникновению сегрегации около центральной линии в плоской прокатной заготовке, а также сегрегации на границах зерен, приводящей к охрупчиванию границ зерен. Соответственно, предпочтительно было бы установить содержание фосфора менее чем примерно 0,015%, а более предпочтительно менее чем примерно 0,008%.

S: не более 0,003%.

S осаждается в стали в виде включений MnS, которые во время прокатки приобретают удлиненную форму, в особенности при отсутствии Са. Для этих включений характерна тенденция к оказанию ухудшающего воздействия в отношении ударной вязкости стали. Для того чтобы избежать чрезмерного содержания таких включений, предпочтительно было бы установить содержание серы менее чем примерно 0,003%. Но более предпочтительно было бы установить содержание серы менее чем примерно 0,0015%.

Остальные элементы, относящиеся к примесям, помимо Р и S, могут содержаться в обычных пределах, характерных для их содержания. Предпочтительным является минимально возможное содержание примесей.

Различные марки стали, приготовленные в соответствии с настоящим изобретением, могут содержать также и иные легирующие элементы, применяемые с целью получения такого эффекта, который обычно ожидается получить в результате введения в состав стали любого из таких легирующих элементов, не выходя при этом за пределы существа и объема настоящего изобретения.

2. Микроструктура
(а) Карбид
Карбиды, содержащиеся в марках стали, приготовленных в соответствии с настоящим изобретением, включают, главным образом, цементит (Fе₃С) и М₂₃(С, В)₆. Как указано в приведенных выше рассуждениях, обозначение "М" в выражении М₂₃(С, В)₆ относится к металлическим ионам, к примеру, к таким как Fe, Cr и иным аналогичным ионам. Когда размер большей оси частиц этих карбидов будет длиннее, чем примерно 5 микрон, то тогда возникает вероятность снижения ударной вязкости стали. Следовательно, при этом не могут быть обеспечены желательные для нее эксплуатационные качества в отношении ударной вязкости. Соответственно, размер частиц карбида согласно определению, приведенному в данном описании изобретения, или среднее значение для имеющих максимальные размер частиц карбида, или же среднее значение максимального размера в продольном направлении по всей толщине различных сортов толстолистовой стали, приготовленных в соответствии с настоящим изобретением, при осреднении этих значений по результатам замеров, проведенных, по меньшей мере, для 10 различных полей зрения электронного микроскопа, предпочтительно должен составлять меньше, чем примерно 5 мкм. Предпочтительный размер, указанный для большей оси частиц карбидов, может быть выдержан по всей толщине разных марок стали, приготовленных в соответствии с настоящим изобретением посредством подбора соответствующих пределов содержания каждого из легирующих элементов, к примеру, таких как С, Сr, Мо, В и иные подобные им элементы, а также посредством соответствующего регулирования технологического процесса согласно приведенному здесь ниже более подробному описанию.

(б) Смешанная структура и отношение длины к ширине для бывшего γ зерна
В марках стали, приготовленных в соответствии с настоящим изобретением, предпочтительно образуется смешанная микроструктура, содержащая нижний бейнит и мартенсит, при этом предпочтительно было бы, чтобы эта смешанная микроструктура составляла, по меньшей мере, примерно 90 об.% всей микроструктуры стали. В данном описании изобретения нижний бейнит относится к микроструктурной составляющей, где цементит осаждается в пределах пластинчатого феррита бейнита. Причина того, почему эта смешанная структура обеспечивает отличную прочность и ударную вязкость, состоит в том, что нижний бейнит, который образуется перед тем, как произойдет образование мартенсита, представляет собой как бы "стенку", отделяющую аустенитное зерно во время охлаждения. Благодаря этому он ограничивает рост мартенсита и укрупнение мартенситной массы. Размер мартенситной массы коррелируется с участками излома, наблюдающимися на поверхностях хрупкого излома. Для того чтобы добиться такого регулирования размера массы с помощью нижнего бейнита, предпочтительно было бы, чтобы процентное содержание нижнего бейнита в смешанной микроструктуре составляло, по меньшей мере, примерно 2 об.%. Поскольку прочность нижнего бейнита ниже, чем прочность мартенсита, то тогда в том случае, если процентное содержание нижнего бейнита будет слишком высоким, будет наблюдаться тенденция к снижению прочности стали в целом. Соответственно, предпочтительно было бы, чтобы процентное содержание нижнего бейнита в смешанной микроструктуре составляло менее чем примерно 80 об.%, а более предпочтительно менее чем примерно 70 об.%. При этом предпочтительно было бы, чтобы желательное процентное содержание смешанной микроструктуры в пределах всей микроструктуры в целом, а также желательное процентное содержание нижнего бейнита в пределах этой смешанной микроструктуры выдерживались в каждой из следующих зон: в центральной зоне или по существу центральной зоне по толщине толстолистовой стали, в зонах на глубине одной четвертой части толщины толстолистовой стали, ближайших по отношению к поверхностным слоям, а также в поверхностных слоях, т.е. в пределах всей толщины толстолистовой стали.

Для того чтобы добиться желательной прочности смешанной микроструктуры, состоящей из нижнего бейнита и мартенсита, предпочтительно было бы подвергнуть аустенит соответствующей обработке, а затем преобразовать из обработанного и нерекристаллизованного состояния. После такой обработки предпочтительно было бы, чтобы аустенит в нерекристаллизованном состоянии имел высокую плотность центров зарождения нижнего бейнита. Соответственно, предпочтительно было бы, чтобы нижний бейнит образовался из большого числа рассеянных центров зарождения, присутствующих на границах зерен, а также внутри зерен аустенита, находящегося в нерекристаллизованном состоянии. Для того чтобы обеспечить получение такого эффекта, предпочтительно было бы в достаточной степени деформировать аустенитные зерна в нерекристаллизованном состоянии. Предпочтительная степень деформации определяется отношением длины к ширине, составляющим, по меньшей мере, примерно 3. Согласно определению, принятому в данном описании изобретения и в прилагаемой к нему формуле изобретения, отношение длины к ширине для аустенитного зерна в нерекристаллизованном состоянии характеризуется следующим образом: отношение длины к ширине = диаметру (длине) вытянутого зерна в направлении прокатки, поделенному на диаметр (ширину) аустенитного зерна, замеряемый в направлении по толщине толстолистовой стали.

3. Способ производства
Когда температура стальной плоской прокатной заготовки составляет ниже, чем примерно 950^oС (1742^oF), мощность обычного прокатного стана в большинстве случаев бывает недостаточна для того, чтобы обеспечить достаточное обжатие этой стальной плоской прокатной заготовки. В результате невозможно будет получить мелкозернистую структуру посредством деформации литой структуры. Соответственно, температура нагрева, которую следует использовать, составляет примерно 950^oС (1742^oF) или же выше этого значения, а предпочтительно примерно 1000^oС (1832^oF) или же выше этого значения. Если температура нагрева будет ниже, чем примерно 950^oС (1742^oF), то тогда твердый раствор Nb в большинстве случаев недостаточен. Находясь в твердом растворе Nb замедляет рекристаллизацию, происходящую при последующем выполнении операции горячей прокатки. В результате может наблюдаться недостаточная прочность, а также недостаточное рафинирование преобразуемой структуры, обусловленные недостаточным дисперсионным твердением во время процесса преобразования или же во время отпуска. Если же температура нагрева будет превышать примерно 1250^oС (2228^oF), то тогда будет происходит укрупнение зерен γ, в результате чего произойдет снижение ударной вязкости, в особенности около центральной линии по толщине толстолистовой стали.

При горячей прокатке предпочтительно было бы, чтобы обеспечивалась совокупная степень обжатия, по меньшей мере, примерно 25% в пределах температурного интервала от примерно 950^oС (1742^oF) или ниже этого значения и до температуры, при которой заканчивается горячая прокатка, благодаря чему осуществляется рафинирование мартенситной фазы и нижнебейнитной фазы, которые образуются при последующем выполнении операции охлаждения. Более предпочтительно было бы обеспечить совокупную степень обжатия, по меньшей мере, примерно 50% в пределах температурного интервала от примерно 950^oС (1742^oF) или ниже этого значения и до температуры, при которой заканчивается горячая прокатка. При температуре примерно 950^oС (1742^oF) становится заметной задержка в рекристаллизации стали, содержащей Nb. Осуществляя прокатку при температурах в пределах зоны отсутствия рекристаллизации, не превышающих примерно 950^oС (1742^oF), можно обеспечить эффект накопления деформаций при обработке. Понятие "совокупная степень обжатия" в том смысле, каком подразумевается в данном описании изобретения, например, со ссылкой на прокатку при температуре не выше, чем примерно 950^oС (1742^oF), определяется следующим уравнением:
Совокупная степень обжатия = [(толщине при 950^oС (1742^oF) - толщина толстолистовой стали в готовом виде)/на толщину при 950^oС (1742^oF)].

Верхний предел совокупной степени обжатия, в частности, не ограничен. Однако, если совокупная степень обжатия будет превышать примерно 90%, то тогда форма стали не может в достаточной степени контролироваться, что приводит, например, к нарушению плоскостности. По этой причине предпочтительно было бы установить совокупную степень обжатия не более чем примерно 90%.

Кроме того, предпочтительно также, чтобы температура, при которой заканчивается горячая прокатка, была не ниже, чем примерно температура фазового превращения Аr₃ при охлаждении или же 700^oС (1292^oF), в зависимости от того, какое из этих двух значение будет выше. Если температура будет ниже, чем примерно 700^oС (1292^oF), то тогда возрастет сопротивление стали деформации, что приведет к недостаточной контролируемости формы во время обработки. Предпочтительно было бы, чтобы верхний предел температуры при прекращении прокатки составлял примерно 850^oС (1562^oF) для того, чтобы обеспечить получение совокупной степени обжатия не менее чем примерно 25%.

Предпочтительно было бы, чтобы температура, при которой начинается охлаждение, составляла примерно 700^oС (1292^oF) или же была выше этого значения по следующей причине. Если эта температура будет ниже, чем примерно 700^oС (1292^oF), то тогда наличие какого-либо промежутка времени с момента окончания прокатки и до момента начала охлаждения приведет к ухудшению прокаливаемости во время последующего охлаждения, в результате чего будет наблюдаться существенное снижение ударной вязкости. Предпочтительно было бы, чтобы верхний предел этой температуры составлял примерно 850^oС (1562^oF) для того, чтобы обеспечить получение желательной совокупной степени обжатия.

Если скорость охлаждения в центральной зоне или по существу центральной зоне стали будет ограничена величиной менее чем примерно 10^oС/сек (18^oF в секунду), то тогда в центральной зоне по толщине толстолистовой стали не может быть получена желательная микроструктура, необходимая для обеспечения предела прочности на разрыв (ППР), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), а также хорошей ударной вязкости. А именно, при этом образуется верхний бейнит в сопровождении грубозернистых карбидов или же какая-либо иная аналогичная микроструктура; таким образом, не выдерживается желательный максимальный размер частиц карбидов в продольном направлении, составляющий не более чем примерно 5 мкм. При скоростях охлаждения, превышающих примерно 45^oС/сек (81^oF в секунду) при замере температуры в центральной зоне по толщине стали, может наблюдаться повышение твердости в непосредственной близости от поверхностного слоя, в результате чего произойдет соответствующее снижение ударной вязкости поверхностного слоя. По этой причине предпочтительно было бы в центральной зоне или по существу центральной зоне установить скорость охлаждения в пределах от примерно 10^oС/сек до примерно 45^oС/сек (от примерно 18^oF в секунду до примерно 81^oF в секунду). Однако для марок стали, имеющих химический состав, находящийся в пределах, обозначенных настоящим изобретением, могут использоваться и более высокие скорости охлаждения, достигающие величины примерно 70^oС/сек (158^oF в секунду), а более предпочтительно примерно 65^oС/сек (149^oF в секунду).

Если температура, при которой заканчивается охлаждение, будет выше, чем примерно 450^oС (842^oF) при замере ее в центральной зоне или по существу центральной зоне по толщине стали, то тогда становится недостаточным образование мартенсита или иных аналогичных микроструктур в центральной зоне по толщине толстолистовой стали, в результате чего не сможет быть получена желательная прочность. Таким образом, предпочтительно было бы, чтобы в центральной зоне или по существу центральной зоне по толщине толстолистовой стали, когда заканчивается охлаждение, установилась температура не выше, чем примерно 450^oС (842^oF). Нижним пределом этой температуры может являться значение, соответствующее комнатной температуре. Однако, если нижний предел этой температуры будет установлен на уровне ниже, чем примерно 100^oС (212^oF), то тогда может стать недостаточным дегидрирование, происходящее при медленном охлаждении, при котором используется внутренняя теплота стали, а также при правке в теплом состоянии, осуществляемой в правильной машине.

По завершении вышеописанной стадии охлаждения предпочтительно было бы катаную сталь охладить в атмосферном воздухе до комнатной температуры. Однако для того чтобы обеспечить протекание процесса дегидрирования с целью предотвращения образования вызываемых водородом дефектов, которые могут, по всей вероятности, возникать в стали, имеющей высокое сопротивление на разрыв, предпочтительно было бы, чтобы температура, при которой заканчивается охлаждение, находилась на уровне более высоком, чем комнатная температура, а также чтобы по прохождении вышеупомянутой стадии ускоренного охлаждения катаная сталь медленно охладилась при комнатной температуре. Предпочтительно было бы, чтобы скорость такого медленного охлаждения составляла не более чем примерно 50^oС/мин. Медленное охлаждение может осуществляться с применением любых, пригодных для использования с этой целью средств, которые известны специалистам в данной области техники, к примеру, такого способа, как размещение теплоизоляционного покрова поверх толстолистовой стали.

Для того чтобы придать стали большую вязкость или же обеспечить более надежное ее дегидрирование, проводится отпуск, температура во время которого в предпочтительном случае не превышает примерно 675^oС. (1247^oF). С целью предотвращения возникновения дефектов, вызываемых водородом, после проведения вышеупомянутой стадии ускоренного охлаждения предпочтительно было бы катаную сталь сразу же нагреть до температуры отпуска без предварительного охлаждения ее до комнатной температуры. Нижний предел температуры отпуска может находиться на уровне ниже, чем примерно 500^oС (932^oF) в течение всего периода времени, пока по существу осуществляется стадия отпуска. Однако, если температура отпуска будет находиться на уровне ниже, чем примерно 500^oС (932^oF), то тогда не может быть обеспечена хорошая ударная вязкость. Таким образом, предпочтительно было бы установить нижний предел температуры отпуска, составляющий примерно 500^oС (932^oF). В противоположность этому, если температура отпуска будет находиться на уровне выше, чем примерно 675^oС (1247^oF), то тогда будут наблюдаться укрупнение частиц карбидов и уменьшение плотности дислокации, в результате чего не сможет быть обеспечена желательная прочность. По этой причине предпочтительно было бы установить верхний предел температуры отпуска, составляющий примерно 675^oС (1247^oF).

Марки стали в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно было бы подвергать нагреву или же повторному нагреву при помощи пригодных к использованию с этой целью средств, предназначенных для повышения температуры по существу всей плоской прокатной заготовки в целом, а предпочтительно всей плоской прокатной заготовки в целом до желательной температуры нагрева, например, поместив стальную плоскую прокатную заготовку в печь на какой-то период времени. Конкретное значение температуры нагрева, которое следует назначить для каждого состава стали, находящегося в пределах, обозначенных настоящим изобретением, может быть легко определено специалистом в данной области техники либо экспериментальным путем, либо посредством проведения соответствующего расчета с использованием приемлемых для этой цели моделей. Помимо этого, для специалиста в данной области техники не составит особого труда также и определение температуры в печи и времени нагрева, необходимых для того, чтобы обеспечить повышение температуры по существу всей плоской прокатной заготовки в целом, а предпочтительно всей плоской прокатной заготовки в целом до желательной температуры нагрева, для чего он может обратиться за справками к соответствующим стандартным промышленным публикациям.

Для любого состава стали, находящегося в пределах, обозначенных настоящим изобретением, температура фазового превращение Аr₃ при охлаждении (т.е. температура, при которой аустенит начинает превращаться в феррит во время охлаждения) зависит от химического состава стали и, в особенности, от таких показателей, как температура нагрева перед прокаткой, концентрация углерода, концентрация ниобия и величина обжатия, обеспечиваемая за проход во время прокатки. Специалисты в данной области техники могут определить эту температуру для каждого состава стали либо экспериментальным путем, либо посредством проведения расчета с использованием соответствующих математических моделей.

Полученное при этом значение температуры нагрева или повторного нагрева относится по существу к всей стали или же стальной плоской прокатной заготовке в целом. Для температур, замеряемых на поверхности стали, замер значений температуры может осуществляться с применением оптического пирометра или же, например, с помощью любого другого устройства, пригодного к использованию с целью измерения температуры на поверхности стали. Скорости охлаждения при закалке или же скорости остывания, указываемые в данном описании изобретения, относятся к таким скоростям, которые наблюдаются в центральной зоне или же по существу центральной зоне по толщине толстолистовой стали. В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения при обработке экспериментальных плавок стали, имеющей состав в соответствии с настоящим изобретением, в центральную зону или же по существу центральную зону по толщине толстолистовой стали помещена была термопара, предназначенная для проведения замеров температуры в центральной зоне, в то время как замеры температуры на поверхности проводились с использованием оптического пирометра. В результате проведения этих замеров установлена была взаимосвязь между температурой в центральной зоне и температурой на поверхности, причем полученная зависимость предназначается для использования ее во время последующей обработки стали, имеющей совершенно такой же или же по существу такой же состав, с целью определения температуры в центральной зоне по результатам непосредственного замера температуры на поверхности. Требуемые температура и величина расхода жидкости, используемой для охлаждения или закалки, при которых ускоренное охлаждение осуществляется с желательной скоростью, могут быть определены специалистом в данной области техники, для чего он может обратиться за справками к соответствующим стандартным промышленным публикациям.

ПРИМЕРЫ
Ниже следует описание настоящего изобретения, представленное в виде примера его осуществления.

Испытание 1:
В таблицах 1 и 2 приводятся данные по химическому составу различных марок стали в соответствии с настоящим изобретением.

Толстолистовая сталь, подвергнутая испытаниям, была произведена следующим образом. Сталь, имеющая химический состав, представленный в таблицах 1 и 2, была произведена в расплавленном виде обычным способом. Разливка расплавленной стали велась непрерывно с помощью вертикальной установки типа С.С. непрерывной разливки стали с изгибом слитка, имеющего жидкую сердцевину, где с применением процесса непрерывной разливки получена была стальная плоская прокатная заготовка, имеющая толщину 200 мм. Эта стальная плоская прокатная заготовка охлаждалась до комнатной температуры. Затем указанная стальная плоская прокатная заготовка подогревалась снова и подвергалась прокатке в различных условиях, вслед за чем охлаждалась, в результате чего получена была толстолистовая сталь, имеющая толщину 25 мм.

В таблице 3 приводятся данные по использовавшимся условиям прокатки и термической обработки.

Образец для испытания получен был из центральной части каждой из полученных таким образом штук толстолистовой стали. Эти предназначенные для испытания образцы подвергнуты были испытанию на растяжение (в соответствии со стандартом JIS Z 2241 Японского комитета по промышленным стандартам, образец для испытания 4 в соответствии со стандартом JIS Z 2201 Японского комитета по промышленным стандартам), а также испытанию на ударную вязкость по методу Шарпи при наличии на образце 2-миллиметрового V-образного надреза (в соответствии со стандартом JIS Z 2242 Японского комитета по промышленным стандартам, образец для испытания 4 в соответствии со стандартом JIS Z 2202 Японского комитета по промышленным стандартам).

Кроме того, проведены были также испытание на растяжение и испытание на ударную вязкость по методу Шарпи для зоны сварного шва в сварном соединении. Предназначенное для использования при проведении испытания на растяжение сварное соединение получено было при помощи дуговой сварки под флюсом, проведенной с наплавкой 4-х слоев, (количество тепла на единицу длины шва: 4 кДж/мм) на вышеупомянутых пластинах из толстолистовой стали, имеющих толщину 25 мм, с V-образной подготовкой со скосом двух кромок. Сварное соединение, предназначенное для использования при проведении испытания на ударную вязкость по методу Шарли, получено было при помощи дуговой сварки под флюсом, проведенной с наплавкой 4-х слоев, (количество тепла на единицу длины шва: 4 кДж/мм) на вышеупомянутых пластинах из толстолистовой стали, имеющих толщину 25 мм, с V-образной подготовкой со скосом одной кромки. Образцы для испытания получены были из этих сварных соединений. При этом для сварки применены были такой флюс и такая сварочная проволока, которые в больших количествах имеются в наличии и предназначены для применения при сварке стали с высоким сопротивлением на разрыв, имеющей предел прочности на разрыв, равный 100 тыс. фунтов на кв. дюйм (690 МПа). Образец для испытания, использовавшийся при проведении испытания на растяжение, представлял собой образец 1 в соответствии со стандартом JIS Z 3121 Японского комитета по промышленным стандартам. Образец для испытания, использовавшийся для проведения испытания на ударную вязкость по Шарпи, получен был в соответствии со стандартом JIS Z 3128 Японского комитета по промышленным стандартам из материала, взятого с 1/2 глубины по толщине толстолистовой стали с таким расчетом, чтобы вершина надреза совпадала с границей проплавления, наблюдаемой при макроскопическом травлении. Температура при проведении испытания на ударную вязкость по методу Шарли составляла -40^oС для основной массы стали и -20^oС для зоны сварного шва.

Для того чтобы оценить такой показатель, как свариваемость при проведении монтажных работ на строительной площадке, проведено было испытание на склонность к образованию трещин в закрепленном образце, имеющем канавку у-образного сечения (в соответствии со стандартом JIS Z 3158 Японского комитета по промышленным стандартам), условия проведения которого были эквивалентны наиболее тяжелым условиям проведения сварки на строительной площадке. С применением присадочного прутка, предназначенного для сварки стали с высоким сопротивлением на разрыв, наплавлен был валик без предварительного подогревания металла (при температуре окружающего атмосферного воздуха, равной 25^oС). Количество водорода составляло при этом 1,2 куб. см/100 г при замере его методом газовой хроматографии.

В таблице 4 приводятся результаты, полученные при проведении описанных выше испытаний.

При проведении испытаний X1-X12 в примере, приведенном для сравнения, во всех случаях без исключения отмечены были низкая ударная вязкость в центральной зоне пластины основного металла по толщине толстолистовой стали и низкая ударная вязкость сварного соединения. В некоторых полученных из сердцевины образцах для проведения испытания на ударную вязкость на поверхности излома наблюдались следы растрескивания, вызванные сегрегацией в центральной зоне при непрерывной разливке.

При проведении испытаний Х9 и X11 наблюдалось возникновение трещин в сварном шве.

В противоположность этому при проведении испытаний 1-12 в примерах, приведенных по настоящему изобретению, для основной массы стали получено было значение ППР (предела прочности на разрыв), по меньшей мере, примерно 900 МПа (130 тыс. фунтов на кв. дюйм), а количество поглощенной энергии составило не менее чем примерно 200 Дж (полученное при проведении испытания 10 значение 198 Дж считается примерно равным 200 Дж для целей данного изобретения), а для сварных соединений были показаны хорошие значения по показателям прочности и ударной вязкости. Кроме того, исследование поверхностей излома показало также отсутствие каких-либо аномалий, возникших вследствие применения процесса непрерывной разливки.

В отношении свариваемости в условиях, характерных для строительной площадки, следует отметить, что при проведении испытания на склонность к образованию трещин в закрепленном образце, имеющем канавку у-образного сечения, никакого растрескивания обнаружено не было даже в тех случаях, когда предварительное подогревание металла не производилось.

Испытание 2:
В таблицах 5 и 6 приводятся данные по химическому составу подвергнутых испытаниям пластин, приготовленных из толстолистовой стали. Эта толстолистовая сталь была произведена следующим образом. Марки стали, имеющие химический состав, представленный в таблицах 5 и 6, были произведены в расплавленном виде обычным способом. Затем произведена была разливка расплавленной стали. Полученная таким образом литая сталь была подвергнута прокатке в различных условиях, в результате чего из толстолистовой стали получены были пластины, имеющие толщину в пределах от 12 до 35 мм.

В таблице 7 приводятся данные по условиям прокатки и термической обработке. В таблице 8 приводятся данные по микроструктуре в центральной зоне по толщине толстолистовой стали соответственно для каждого испытания, указанного под своим номером.

Образец для испытания получен был из центральной части каждой из полученных таким образом штук толстолистовой стали (образец для испытания с целью определения прочности на разрыв: образец для испытания 10 в соответствии со стандартом JIS Z 2201 Японского комитета по промышленным стандартам; образец для испытания на ударную вязкость: образец для испытания 4 в соответствии со стандартом JIS Z 2202 Японского комитета по промышленным стандартам). Эти предназначенные для проведения испытания образцы подвергнуты были испытанию на растяжение (в соответствии со стандартом JIS Z 2241 Японского комитета по промышленным стандартам), а также испытанию на ударную вязкость по методу Шарпи при наличии на образце 2-миллиметрового V-образного надреза (в соответствии со стандартом JIS Z 2242 Японского комитета по стандартам). Сварные соединения произведены были при помощи дуговой сварки под флюсом с применением выпускающихся в промышленных масштабах флюса и сварочной проволоки. Эти сварные соединения подвергнуты были испытанию на растяжение, а также испытанию на ударную вязкость по методу Шарпи. Для того чтобы оценить такой показатель, как свариваемость при проведении монтажных работ на строительной площадке, проведено было испытание на склонность к образованию трещин в закрепленном образце, имеющем канавку у-образного сечения (в соответствии со стандартом JIS Z 3158 Японского комитета по промышленным стандартам), с применением выпускающегося в промышленных масштабах присадочного прутка, предназначенного для ДСМППЭ (дуговой сварки металлическим плавящимся покрытым электродом: ручная сварка). При этом для присадочных прутков установлены были постоянные гигроскопические условия с таким расчетом, чтобы получить диффузионный водород в количестве 1,5 куб. см/100 г.

В таблице 9 приводятся результаты, полученные при проведении описанных выше испытаний.

При проведении испытаний 11 и 12 в примере, приведенном для сравнения, сталь, подвергнутая испытанию, имела химический состав в соответствии с настоящим изобретением, но показала низкую ударную вязкость из-за недостаточной совокупной степени обжатия в зоне, в пределах которой не достигается температура рекристаллизации. При проведении испытания 13 было показано, что в сердцевине образца не был получен требуемый предел прочности на разрыв вследствие низкой скорости охлаждения. При проведении испытания 14 установлена была в результате низкая ударная вязкость, обусловленная чрезмерно высоким содержанием углерода, а при проведении испытания 15 низкая ударная вязкость обусловлена была чрезмерно высоким содержанием кремния; кроме того, низкая ударная вязкость наблюдалась также при проведении испытания 16 вследствие чрезмерно высокого содержания марганца, при проведении испытания 17 вследствие чрезмерно высокого содержания меди, при проведении испытания 19 вследствие чрезмерно высокого содержания хрома, при проведении испытания 20 вследствие чрезмерно высокого содержания молибдена и при проведении испытания 21 вследствие чрезмерно высокого содержания ванадия. При проведении испытания 18 установлен был в результате плохой показатель по ударной вязкости, потому что в образце для этого испытания отсутствовал Ni. При проведении испытания 22 установлена была в результате низкая ударная вязкость, потому что в образце для этого испытания отсутствовал Nb, а при проведении испытания 23 низкая ударная вязкость обусловлена была чрезмерно высоким содержанием ниобия; кроме того, низкая ударная вязкость наблюдалась также и при проведении испытания 24 вследствие чрезмерно высокого содержания титана. При проведении испытания 25 не были получены требуемые показатели прочности, потому что слишком низким было значение Ceq для стали, не содержащей бора. При проведении испытания 26 установлена была в результате низкая ударная вязкость, обусловленная чрезмерно высоким содержанием бора, а при проведении испытания 28 низкая ударная вязкость обусловлена была чрезмерно высоким содержанием азота; кроме того, низкая ударная вязкость наблюдалась также при проведении испытания 30 вследствие чрезмерно высокого значения Ceq и при проведении испытания 32 вследствие чрезмерно высокого значения V_s. При проведении испытания 27 не была получена заданная ударная вязкость вследствие чрезмерно высокого содержания алюминия. Значение ППР (предела прочности на разрыв), равное, по меньшей мере, 900 МПа, не было получено при проведении испытания 29 вследствие чрезмерно низкого значения Ceq. При проведении испытания 31 не удалось выполнить требования в отношении микроструктуры, предъявляемые в соответствии с настоящим изобретением. Образование трещин в сварном шве наблюдалось при проведении испытания 14 вследствие чрезмерно высокого содержания углерода, при проведении испытания 30 вследствие чрезмерно высокого значения Ceq, а также при проведении испытания 32 вследствие чрезмерно высокого значения V_s.

При проведении испытаний 1-10 в примерах, приведенных по настоящему изобретению, получено было значение ППР, по меньшей мере, примерно 900 МПа, а количество поглощенной энергии составило, по меньшей мере, 120 Дж при температуре -40^oС. Кроме того, для сварных соединений было показано количество поглощенной энергии, составляющее, по меньшей мере, 100 Дж при температуре -20^oС. Кроме того, в сварных соединениях не было обнаружено никакого растрескивания даже в тех случаях, когда сварка производилась без предварительного подогревания металла, а соответствующее испытание на склонность к образованию трещин проводилось с использованием закрепленного образца, имеющего канавку у-образного сечения, в таких условиях, которые эквивалентны самым суровым условиям проведения сварочных работ на строительной площадке. В соответствии с настоящим изобретением сталь с высоким сопротивлением на разрыв, имеющая ППР (предел прочности на разрыв), по меньшей мере, 900 МПа, при замере этого параметра как для базового металла, так и для сварного соединения, показывающая количество поглощаемой энергии, по меньшей мере, 120 Дж, и обладающая отличной свариваемостью, проявляющейся при проведении монтажных работ на строительной площадке, может быть произведена даже с применением процесса непрерывной ее разливки. Помимо этого, такие марки стали имеют энергию удара при температуре -20^oС (например, vE при -20^oС) в зоне термического влияния (ЗТВ) или в сварном соединении, превышающую значение примерно в 70 Дж (52 футо-фунта). В результате этого возможным становится строительство трубопроводов, имеющих высокое рабочее давление, при сравнительно низких затратах на проведение строительно-монтажных работ без снижения в этом случае продуктивности сварочного производства. Таким образом, настоящее изобретение способствует повышению эффективности транспортировки различных веществ по трубопроводам.

Тогда как марки стали, прошедшие технологическую обработку в соответствии со способом, предлагаемым согласно настоящему изобретению, пригодны для применения их при сооружении магистральных трубопроводов, применение таких марок стали не ограничивается только лишь магистральными трубопроводами. Такие марки стали пригодны к использованию и в других применениях, к примеру, таких как строительство различных резервуаров высокого давления и аналогичных сооружений.

Формула изобретения

1. Сталь с пределом прочности на разрыв по меньшей мере 900 МПа, полученная при повторном нагреве сляба и содержащая железо, углерод, кремний, марганец, никель, ниобий, титан, алюминий, азот, медь, хром, молибден, ванадий, бор, кальций, фосфор и серу, отличающаяся тем, что она содержит компоненты в следующем соотношении, мас. %:
Углерод - 0,02 - 0,1
Кремний - 0 - 0,6
Марганец - 0,2 - менее 1,7
Никель - 0,2 - 1,2
Ниобий - 0,01 - 0,1
Титан - 0,005 - 0,03
Алюминий - 0 - 0,1
Азот - 0,001 - 0,006
Медь - 0 - 0,6
Хром - 0 - 0,8
Молибден - 0 - 0,6
Ванадий - 0 - 0,1
Бор - 0 - 0,0025
Кальций - 0 - 0,006
Фосфор - ≤ 0,015
Сера - ≤ 0,003
Железо и примеси - Остальное
при этом сталь дополнительно содержит карбиды с размером частиц менее 5 мкм и имеет значение V_s в пределах 0,15 - 0,42, определяемое по уравнению
V_s= С+(Мn/5)+5Р-(Ni/10)-(Мо/15)+(Сu/10),
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

2. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она имеет значение _s в пределах 0,28 - 0,42.

3. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она имеет микроструктуру, содержащую смешанную структуру, состоящую из мартенсита и нижнего бейнита, причем упомянутая смешанная структура составляет по меньшей мере 90 об. % от микроструктуры стали, нижний бейнит составляет по меньшей мере 2 об. % от упомянутой смешанной структуры, а предшествующие аустенитные зерна имеют отношение длины к ширине по меньшей мере 3.

4. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она имеет значение Ceq в пределах 0,4 - 0,7, определяемое по уравнению
Ceq= С(Мn/6)+[(Сu+Ni)/15+(Cr+Мо+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

5. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она имеет микроструктуру, содержащую смешанную структуру, состоящую из мартенсита и нижнего бейнита, причем упомянутая смешанная структура составляет по меньшей мере 90 об. % от микроструктуры стали, нижний бейнит составляет по меньшей мере примерно 2 об% от упомянутой смешанной структуры, при этом предшествующие аустенитные зерна имеют отношение длины к ширине по меньшей мере 3; а значение Ceq находится в пределах 0,4 - 0,7 и определяется по уравнению
Ceq= С(Мn/6)+[(Сu+Ni)/15+(Cr+Мо+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

6. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0 - 0,0003 мас. %.

7. Сталь по п. 3, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0 - 0,0003 мас. %.

8. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0 - 0,0003 мас. %, а значение Ceq находится в пределах 0,53 - 0,7 и определяется по уравнению
Ceq= С(Мn/6)+[(Сu+Ni)/15+(Сr+Мо+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

9. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0 - 0,0003 мас. % и имеет микроструктуру, содержащую смешанную структуру, состоящую из мартенсита и нижнего бейнита, причем упомянутая смешанная структура составляет по меньшей мере 90 об. % от микроструктуры стали, нижний бейнит составляет по меньшей мере 2 об. % от смешанной структуры, а предшествующие аустенитные зерна имеют отношение длины к ширине по меньшей мере 3; при этом значение Ceq находится в пределах 0,53 - 0,7 и определяется по уравнению
Ceq= С(Мn/6)+[(Сu+Ni)/15)+(Cr+Мо+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

10. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0,0003 - 0,0025 мас. %.

11. Сталь по п. 3, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0,0003 - 0,0025 мас. %.

12. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0,0003 - 0,0025 мас. %, а значение Ceq находится в пределах 0,4 - 0,58 и определяется по уравнению
Ceq= С(Mn/6)+[(Сu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

13. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит бор в пределах 0,0003 - 0,0025 мас. % и имеет микроструктуру, содержащую смешанную структуру, состоящую из мартенсита и нижнего бейнита, причем упомянутая смешанная структура составляет по меньшей мере 90 об. % от микроструктуры стали, нижний бейнит составляет по меньшей мере 2 об. % от упомянутой смешанной структуры, а предшествующие аустенитные зерна имеют отношение длины к ширине по меньшей мере 3; при этом значение Ceq находится в пределах 0,4 - 0,58 и определяется по уравнению
Ceq= С(Mn/6)+[(Сu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

14. Способ получения толстолистовой стали с пределом прочности на разрыв по меньшей мере 900 МПа, горячей прокаткой стального сляба, отличающийся тем, что включает следующие стадии: нагрев стального сляба 950 - 1250^oС; горячую прокатку сляба при температуре не выше 950^oС при совокупной степени обжатия, составляющей по меньшей мере 25% для формирования толстолистовой стали; завершение горячей прокатки при температуре не ниже температуры фазового превращения Аr₃ при охлаждении или при 700^oС в зависимости от того, какое из этих значений температуры будет выше; и охлаждение упомянутой толстолистовой стали от температуры не ниже 700^oС со скоростью охлаждения в пределах 10 - 45^oС/с, при замере ее в центральной зоне толстолистовой стали до тех пор, пока центральная зона упомянутой толстолистовой стали не охладится до температуры не выше 450^oС.

15. Способ по п. 14, отличающийся тем, что получают толстолистовую сталь, содержащую компоненты в следующем соотношении, мас. %:
Углерод - 0,02 - 0,1
Кремний - 0 - 0,6
Марганец - 0,2 - менее 1,7
Никель - 0,2 - 1,2
Ниобий - 0,01 - 0,1
Титан - 0,005 - 0,03
Алюминий - 0 - 0,1
Азот - 0,001 - 0,006
Медь - 0 - 0,6
Хром - 0 - 0,8
Молибден - 0 - 0,6
Ванадий - 0 - 0,1
Бор - 0 - 0,0025
Кальций - 0 - 0,006
Фосфор - ≤ 0,015
Сера - ≤ 0,003
Железо и примеси - Остальное
при этом сталь дополнительно содержит карбиды с размером частиц менее 5 мкм и имеет значение V_s в пределах 0,15 - 0,42, определяемое по уравнению
V_s= С+(Мn/5)+5Р-(Ni/10)-(Мо/15)+(Сu/10),
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

16. Способ по п. 14, отличающийся тем, что получают толстолистовую сталь, имеющую значение V_s в пределах 0,28 - 0,42.

17. Способ по п. 14, отличающийся тем, что получают сталь, имеющую микроструктуру, содержащую смешанную структуру, состоящую из мартенсита и нижнего бейнита, причем упомянутая смешанная структура составляет по меньшей мере 90 об. % от микроструктуры стали, нижний бейнит составляет по меньшей мере 2 об. % от упомянутой смешанной структуры, а предшествующие аустенитные зерна имеют отношение длины к ширине по меньшей мере, 3.

18. Способ по п. 14, отличающийся тем, что получают толстолистовую сталь, имеющую значение Ceq в пределах 0,4 - 0,7, определяемое по уравнению
Ceq= C(Mn/6)+[(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5] ,
где обозначению каждого элемента соответствует его содержание в мас. %.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3, Рисунок 4, Рисунок 5, Рисунок 6, Рисунок 7, Рисунок 8, Рисунок 9