Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, и способ ее изготовления

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению толстолистовой стали, используемой для изготовления трубопроводов. Сталь содержит, мас.%: от 0,06 до 0,12 C, от 0,01 до 1,0 Si, от 1,2 до 3,0 Mn, 0,015 и менее P, 0,005 и менее S, 0,08 и менее Al, от 0,005 до 0,07 Nb, от 0,005 до 0,025 Ti, 0,010 и менее N, 0,005 и менее O, Fe и неизбежные примеси остальное. Микроструктура стали представляет собой двухфазную микроструктуру, состоящую из бейнита и мартенсит-аустенитного компонента (M-A), при этом доля площади компонента M-A находится в диапазоне от 3% до 20%, а эквивалентный диаметр круга для компонента M-A составляет 3,0 мкм и менее. Сталь характеризуется равномерным относительным удлинением, равным 7% и более, и соотношением между пределом текучести и пределом прочности, равным 85% и менее, как до, так и после последеформационного старения при температуре, равной 250°C и менее, в течение 30 минут и менее. 2 н. и 1 з.п. ф-лы, 3 ил., 3 табл., 1 пр.

 

Область техники, к которой относится изобретение

Настоящее изобретение относится к толстолистовым сталям, характеризующимся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, подходящим для использования в основном в трубопроводах, и способам их изготовления, а, в частности, относится к толстолистовой стали, характеризующейся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением и демонстрирующей превосходную стойкость к последеформационному старению, и способу ее изготовления. Термин «равномерное относительное удлинение» в соответствии с использованием в настоящем документе также обозначается и термином «однородное относительное удлинение» и относится к пределу остаточного относительного удлинения в параллельной части образца, равномерно деформированного в испытании на растяжение. Равномерное относительное удлинение обычно определяют в виде остаточного относительного удлинения, соответствующего максимальной растягивающей нагрузке.

Уровень техники

В последние годы с точки зрения сейсмоустойчивости потребовались стали для сварных конструкций, характеризующиеся низким пределом текучести и высоким равномерным относительным удлинением в дополнение к высокой прочности и высокой ударной вязкости. Например, от сталей для трубопроводных труб, использующихся в зонах землетрясений, которые, возможно, могут испытывать воздействие значительных деформаций, в некоторых случаях требуется наличие низкого предела текучести и высокого равномерного относительного удлинения. В общем случае, как известно, предел текучести и равномерное относительное удлинение стали могут быть уменьшены и увеличены, соответственно, когда металлографическая микроструктура стали превращается в микроструктуру, в которой твердая фаза, такая как бейнит или мартенсит, надлежащим образом диспергирована в феррите, который представляет собой мягкую фазу.

В связи со способами изготовления, способными обеспечить получение микроструктуры, в которой твердая фаза надлежащим образом диспергирована в мягкой фазе, как это описывалось выше, в источнике патентной литературы 1 описывается способ термической обработки, в котором в промежутке между закалкой (Q) и отпуском (Т) проводят закалку (Q') из двухфазного (γ+α)-температурного диапазона феррита и аустенита.

В связи со способами, в которых не увеличивают количество производственных стадий, в источнике патентной литературы 2 описывается способ, в котором после завершения прокатки при температуре превращения Ar₃ или более высокой температуре начало ускоренного охлаждения задерживают вплоть до уменьшения температуры материала стали до температуры превращения Ar₃, когда образуется феррит, или более низкой температуры.

В связи с методиками достижения низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности без проведения такой термической обработки, как обработка, которая описывается в источниках патентной литературы 1 или 2, в источнике патентной литературы 3 описывается способ, в котором достижения низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности добиваются таким образом, когда после завершения прокатки материала стали при температуре превращения Ar₃ или более высокой температуре контролируют скорость ускоренного охлаждения и температуру завершения охлаждения для того, чтобы получить двухфазную микроструктуру, состоящую из игольчатого феррита и мартенсита.

Кроме того, в связи с методиками достижения низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности и превосходной ударной вязкости в зоне теплового воздействия при сварке без значительного увеличения количества легирующего элемента, добавленного к стали, в источнике патентной литературы 4 описывается способ, в котором трехфазную микроструктуру, состоящую из феррита, бейнита и домена мартенсита (компонента М-А), получают в случае контролирования соотношения Ti/N и/или баланс Ca-O-S.

В источнике патентной литературы 5 описывается методика, в которой достижения низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности и высокого равномерного относительного удлинения добиваются в результате добавления легирующего элемента, такого как Cu, Ni или Мо.

С другой стороны, сварные стальные трубы, такие как стальные трубы UOE и электросварные трубы, использующиеся для трубопроводов, изготавливают таким образом, когда из толстолистовых сталей способом холодного прессования изготавливают трубы, их прилегающие поверхности сваривают, а на наружные поверхности труб обычно наносят покрытие, такое как полиэтиленовое покрытие или порошковое эпоксидное покрытие, необходимое для их коррозионной стойкости. В связи с этим существует проблема, заключающаяся в том, что стальные трубы характеризуются соотношением между пределом текучести и пределом прочности, большим, чем соотношение между пределом текучести и пределом прочности у толстолистовых сталей, поскольку рабочая деформация во время изготовления труб и нагревание во время нанесения покрытия вызывают последеформационное старение, и напряжение предела текучести увеличивается. Для устранения этой проблемы, например, в каждом из источников патентной литературы 6 и 7 описывается стальная труба, которая характеризуется превосходной стойкостью к последеформационному старению, низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высокой ударной вязкостью, и которая содержит тонкодисперсные выделения композитных карбидов, содержащих Ti и Мо, или тонкодисперсные выделения композитных карбидов, содержащих два и более представителя, выбираемых из Ti, Nb и V, а также описывается способ изготовления стальной трубы.

Перечень цитирования

Патентная литература

Источник патентной литературы 1: Публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №55-97425

Источник патентной литературы 2: Публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №55-41927

Источник патентной литературы 3: Публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №1-176027

Источник патентной литературы 4: Японский патент №4066905 (публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №2005-48224)

Источник патентной литературы 5: Публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №2008-248328

Источник патентной литературы 6: Публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №2005-60839

Источник патентной литературы 7: Публикация японской не прошедшей экспертизу патентной заявки №2005-60840

Краткое изложение изобретения

Техническая проблема

Способ термической обработки, описанный в источнике патентной литературы 1, способен обеспечить достижение низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности в результате надлежащего выбора температуры закалки из двухфазного (γ+α)-температурного диапазона. Однако он включает повышенное количество стадий термической обработки. В связи с этим существует проблема, заключающаяся в уменьшении производительности и увеличении производственных издержек.

В методике, описанной в источнике патентной литературы 2, должно быть проведено охлаждение при скорости охлаждения, близкой к скорости естественного охлаждения, в температурном диапазоне от завершения прокатки до начала ускоренного охлаждения. В связи с этим существует проблема, заключающаяся в чрезмерно низкой производительности.

В методике, описанной в источнике патентной литературы 3, для обеспечения наличия у материала стали предела прочности при растяжении, равного 490 н/мм² (50 кг/мм²) и более, как это описывается в примере, материал стали должен характеризоваться повышенным уровнем содержания углерода или составом, в котором количество добавленного легирующего элемента увеличено, что приводит к увеличению стоимости материала и появлению проблемы, заключающейся в ухудшении ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке.

В методике, описанной в источнике патентной литературы 4, воздействие микроструктуры на характеристики равномерного относительного удлинения, необходимые для трубопроводов, не стало безусловно ясным.

В методике, описанной в источнике патентной литературы 5, необходим состав с увеличенным количеством добавленного легирующего элемента, что вызывает увеличение стоимости материала и появление проблемы, заключающейся в ухудшении ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке.

В методике, описанной в источниках патентной литературы 6 или 7 стойкость к последеформационному старению улучшается; однако, остается неразрешенной проблема, заключающаяся в обеспечении наличия как стойкости к последеформационному старению, так и характеристик равномерного относительного удлинения, необходимых для трубопроводов.

В источниках патентной литературы от 1 до 7 существенной является фаза феррита. В случае содержания фазы феррита увеличение прочности до Х60 и более по стандартам API вызывает уменьшение предела прочности при растяжении, и для обеспечения прочности потребуется увеличить количество легирующего элемента, что, возможно, может привести к увеличению стоимости легирования и уменьшению низкотемпературной ударной вязкости.

Как описано выше, традиционными методиками трудно изготовить толстолистовые стали, характеризующиеся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением и демонстрирующие превосходную ударную вязкость зоны теплового воздействия при сварке, высокое равномерное относительное удлинение и превосходную стойкость к последеформационному старению, без уменьшения производительности или увеличения производственных издержек.

В связи с этим одна цель настоящего изобретения заключается в создании толстолистовой стали, характеризующейся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, и способа ее изготовления. Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, способна обеспечить решение проблем традиционных методик, может быть изготовлена с высокой эффективностью и при низких издержках и демонстрирует высокое равномерное относительное удлинение, эквивалентное классу API 5L Х60 и более (в настоящем документе, в частности, классам Х65 и Х70).

Решение проблемы

Для решения вышеупомянутых проблем изобретатели провели интенсивное исследование способов изготовления толстолистовых сталей, в частности, способов изготовления, включающих контролируемую прокатку, ускоренное охлаждение после контролируемой прокатки и последующее повторное нагревание. В результате изобретатели сделали представленные ниже выводы.

(а) Охлаждение в ходе ускоренного охлаждения прекращают в температурном диапазоне, в котором присутствует непревращенный аустенит, то есть, во время превращения в бейнит, а повторное нагревание начинают при температуре, большей, чем температура завершения превращения в бейнит (далее в настоящем документе обозначаемая как температура Bf), благодаря чему металлографическая микроструктура толстолистовой стали превращается в двухфазную микроструктуру, в которой однородно образуется твердый компонент М-А (далее в настоящем документе обозначаемый как МА), и может быть достигнуто низкое соотношение между пределом текучести и пределом прочности.

MA легко можно идентифицировать в результате травления толстолистовой стали, например, 3%-ным ниталем (раствором азотной кислоты в спирте), электролитического травления, а после этого осуществления наблюдения. МА проявляется в виде белой явственно видимой части в ходе проведения наблюдения микроструктуры толстолистовой стали при использовании сканирующего электронного микроскопа (СЭМ).

(b) В связи с тем, что добавление надлежащих количеств элементов, стабилизирующих аустенит, таких как Mn и Si, стабилизирует непревращенный аустенит, твердый МА может быть получен без добавления большого количества легирующего элемента, такого как Си, Ni или Мо.

(c) МА может быть однородно и тонко диспергирован, а равномерное относительное удлинение может быть улучшено при сохранении низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности в результате приложения накопленного обжатия, равного 50% и более, в нерекристаллизационном температурном диапазоне в аустените, не выше, чем 900°C.

(d) Кроме того, форму МА можно контролировать, то есть, МА может быть измельчен до среднего эквивалентного диаметра круга, равного 3,0 мкм и менее, в результате надлежащего контроля условий прокатки в нерекристаллизационном температурном диапазоне в аустените, описанном в пункте (с), и условий повторного нагревания, описанных в пункте (а). В результате распад МА является незначительным, даже несмотря на такую термическую предысторию, которая вызывает ухудшение низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности у обычных сталей; таким образом, после старения могут быть сохранены требуемые морфология структуры и свойства.

Настоящее изобретение было сделано на основании вышеупомянутых выводов и дополнительных исследований. Объем настоящего изобретения описан ниже.

Первое изобретение предлагает толстолистовую сталь, характеризующуюся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением и содержащую от 0,06% до 0,12% C, от 0,01% до 1,0% Si, от 1,2% до 3,0% Mn, 0,015% и менее Р, 0,005% и менее S, 0,08% и менее Al, от 0,005% до 0,07% Nb, от 0,005% до 0,025% Ti, 0,010% и менее N и 0,005% и менее O в расчете на массу, остальное составляет Fe и неизбежные примеси. Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, обладает металлографической микроструктурой, которая является двухфазной микроструктурой, состоящей из бейнита и компонента М-А, при этом доля площади компонента М-А находится в диапазоне от 3% до 20%, причем эквивалентный диаметр круга для компонента М-А составляет 3,0 мкм и менее. Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, характеризуется равномерным относительным удлинением, равным 7% и более, и соотношением между пределом текучести и пределом прочности, равным 85% и менее. Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, характеризуется равномерным относительным удлинением, равным 7% и более, и соотношением между пределом текучести и пределом прочности, равным 85% и менее, после проведения обработки в виде последеформационного старения при температуре, равной 250°C и менее, в течение 30 минут и менее.

Второе изобретение предлагает толстолистовую сталь, характеризующуюся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, соответствующую первому изобретению и дополнительно содержащую один или несколько компонентов, выбираемых из группы, состоящей из 0,5% и менее Cu, 1% и менее Ni, 0,5% и менее Cr, 0,5% и менее Мо, 0,1% и менее V, 0,0005% - 0,003% Ca и 0,005% и менее B в расчете на массу.

Третье изобретение предлагает способ изготовления толстолистовой стали, характеризующейся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением. Способ включает нагревание стали, имеющей состав, указанный в первом или втором изобретениях, до температуры в диапазоне от 1000°C до 1300°C, горячую прокатку стали при температуре завершения прокатки, не меньшей, чем температура превращения Ar₃, таким образом, чтобы накопленное обжатие при температуре, равной 900γC и менее, составляло бы 50% и более, проведение ускоренного охлаждения до температуры в диапазоне от 500°C до 680°C при скорости охлаждения, равной 5°C/сек и более, и непосредственно сразу же проведение повторного нагревания до температуры в диапазоне от 550°C до 750°C при скорости нагревания, равной 2°C/сек и более.

Преимущества изобретения

В соответствии с настоящим изобретением толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением и имеющая высокое равномерное относительное удлинение, может быть изготовлена при низких издержках без ухудшения ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке или добавления большого количества легирующего элемента. В связи с этим большое количество толстолистовых сталей, в основном использующихся для трубопроводов, может быть стабильно изготовлено при низких издержках, а производительность и экономическая рентабельность могут быть значительно увеличены, что является исключительно важным с точки зрения промышленности.

Краткое описание чертежей

Фиг.1 представляет собой график, демонстрирующий соотношение между долей площади МА и равномерным относительным удлинением для материалов основы.

Фиг.2 представляет собой график, демонстрирующий соотношение между долей площади МА и соотношением между пределом текучести и пределом прочности для материалов основы.

Фиг.3 представляет собой график, демонстрирующий соотношение между долей площади МА и ударной вязкостью для материалов основы.

Осуществление изобретения

Причины ограничений, указанных в настоящем изобретении описываются ниже.

1. Состав

Сначала описываются причины ограничения состава стали, соответствующей настоящему изобретению. Процентные доли всех компонентов получают в расчете на массу.

С: от 0,06% до 0,12%

С представляет собой элемент, который вносит свой вклад в дисперсионное твердение в форме карбидов, и который является важным при получении МА. Добавление менее чем 0,06% С, недостаточно для получения МА, и поэтому достаточная прочность не может быть обеспечена. Добавление более чем 0,12% С, ухудшает ударную вязкость зоны теплового воздействия (ЗТВ) при сварке. Поэтому уровень содержания С находится в диапазоне от 0,06% до 0,12%. Его уровень содержания предпочтительно находится в диапазоне от 0,06% до 0,10%.

Si: от 0,01% до 1,0%

Si добавляют для раскисления. Добавление менее чем 0,01% Si, недостаточно для получения эффекта раскисления. Добавление более чем 1,0% Si, вызывает ухудшение ударной вязкости и свариваемости. Поэтому уровень содержания Si находится в диапазоне от 0,01% до 1,0%. Его уровень содержания предпочтительно находится в диапазоне от 0,1% до 0,3%.

Mn: от 1,2% до 3,0%

Mn добавляют для улучшения прочности, ударной вязкости и прокаливаемости для промотирования получения МА. Добавление менее чем 1,2% Mn, недостаточно для получения такого эффекта. Добавление более чем 3,0% Mn, вызывает ухудшение ударной вязкости и свариваемости. Поэтому уровень содержания Mn находится в диапазоне от 1,2% до 3,0%. Для стабильного получения МА независимо от изменений компонентов и условий производства его уровень содержания предпочтительно составляет 1,5% и более. Более предпочтительно его уровень содержания находится в диапазоне от 1,5% до 1,8%.

Р и S: 0,015% и менее и 0,005% и менее, соответственно

В настоящем изобретении Р и S представляют собой неизбежные примеси, и поэтому верхние пределы их уровней содержания ограничивают. Высокий уровень содержания Р вызывает значительную осевую ликвацию, что ухудшает ударную вязкость материала основы; таким образом, уровень содержания Р составляет 0,015% и менее. Высокий уровень содержания S вызывает значительное увеличение образования MnS, что ухудшает ударную вязкость материала основы; таким образом, уровень содержания S составляет 0,005% и менее. Уровень содержания Р предпочтительно составляет 0,010% и менее. Уровень содержания S предпочтительно составляет 0,002% и менее.

Al: 0,08% и менее

Al добавляют в качестве раскислителя. Добавление менее чем 0,01% А1, недостаточно для получения эффекта раскисления. Добавление более чем 0,08% Al, вызывает уменьшение степени чистоты и понижение ударной вязкости стали. Поэтому уровень содержания Al составляет 0,08% и менее. Его уровень содержания предпочтительно находится в диапазоне от 0,01% до 0,08%, а более предпочтительно от 0,01% до 0,05%.

Nb: от 0,005% до 0,07%

Nb представляет собой элемент, который вносит свой вклад в увеличение ударной вязкости вследствие измельчения микроструктуры, а также вносит свой вклад в увеличение прочности вследствие увеличения прокаливаемости растворенного Nb. Развития таких эффектов добиваются в результате добавления 0,005% и более Nb. Однако, добавление менее чем 0,005% Nb, является неэффективным. Добавление более чем 0,07% Nb, ухудшает ударную вязкость зоны теплового воздействия при сварке. Поэтому уровень содержания Nb находится в диапазоне от 0,005% до 0,07%. Его уровень содержания предпочтительно находится в диапазоне от 0,01% до 0,05%.

Ti: от 0,005% до 0,025%

Ti представляет собой важный элемент, который подавляет огрубление структуры аустенита во время нагревания сляба в результате эффекта закрепления дислокаций, что увеличивает ударную вязкость материала основы. Развития такого эффекта добиваются в результате добавления 0,005% и более Ti. Однако, добавление более чем 0,025% Ti, ухудшает ударную вязкость зоны теплового воздействия при сварке. Поэтому уровень содержания Ti находится в диапазоне от 0,005% до 0,025%. С точки зрения ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке уровень содержания Ti предпочтительно находится в диапазоне от 0,005% до менее чем 0,02%, а более предпочтительно от 0,007% до 0,016%.

N: 0,010% и менее

N рассматривается в качестве неизбежной примеси. В случае уровня содержания N, большего чем 0,010%, ухудшится ударная вязкость зоны теплового воздействия при сварке. Поэтому уровень содержания N составляет 0,010% и менее. Его уровень содержания предпочтительно составляет 0,007% и менее, а более предпочтительно 0,006% и менее.

О: 0,005% и менее

В настоящем изобретении О представляет собой неизбежную примесь, и поэтому верхний предел его уровня содержания ограничивают. О представляет собой причину образования грубых включений, оказывающих неблагоприятное воздействие на ударную вязкость. Поэтому уровень содержания О составляет 0,005% и менее. Его уровень содержания предпочтительно составляет 0,003% и менее.

Описанные выше компоненты представляют собой основные компоненты настоящего изобретения. Для целей повышения прочности и ударной вязкости толстолистовой стали, улучшения ее прокаливаемое™ и промотирования образования МА в ней могут содержаться один или несколько компонентов, выбираемых из Cu, Ni, Cr, Мо, V, Са и В, как это описывается ниже.

Cu: 0,5% и менее

Добавление Cu необязательно. Однако, Cu может быть добавлена, поскольку ее добавление вносит свой вклад в улучшение прокаливамости стали. Для получения такого эффекта предпочтительным является добавление 0,05% и более Cu. Однако, добавление более чем 0,5% Cu, вызывает ухудшение ударной вязкости. Поэтому в случае добавления Cu уровень содержания Cu предпочтительно составит 0,5% и менее, а более предпочтительно 0,4% и менее.

Ni: 1% и менее

Добавление Ni необязательно. Однако, Ni может быть добавлен, поскольку его добавление вносит свой вклад в улучшение прокаливаемости стали, и добавление его большого количества не вызывает ухудшения ударной вязкости, но эффективно для упрочнения. Для получения таких эффектов предпочтительным является добавление 0,05% и более Ni. Однако, в случае добавления Ni предпочтительно, чтобы уровень содержания Ni составлял 1% и менее, а более предпочтительно 0,4% и менее, поскольку Ni представляет собой дорогостоящий элемент.

Cr: 0,5% и менее

Добавление Cr необязательно. Однако, Cr может быть добавлен, поскольку Cr так же, как и Mn, представляет собой элемент, эффективный для получения достаточной прочности даже при его низком уровне содержания С. Для получения такого эффекта предпочтительным является добавление 0,1% и более Cr. Однако, его избыточное добавление вызывает ухудшение свариваемости. Поэтому в случае добавления Cr уровень содержания Cr предпочтительно составит 0,5% и менее, а более предпочтительно 0,4% и менее.

Мо: 0,5% и менее

Добавление Мо необязательно. Однако, Мо может быть добавлен, поскольку Мо представляет собой элемент, который улучшает прокаливаемость, и который образует МА и упрочняет фазу бейнита, что вносит свой вклад в увеличение прочности. Для получения таких эффектов предпочтительным является добавление 0,05% и более Мо. Однако, добавление более чем 0,5% Мо, вызывает ухудшение ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке. Поэтому в случае добавления Мо уровень содержания Мо предпочтительно составит 0,5% и менее, а более предпочтительно 0,3% и менее.

V: 0,1% и менее

Добавление V необязательно. Однако, V может быть добавлен, поскольку V представляет собой элемент, который улучшает прокаливаемость, и который вносит свой вклад в увеличение прочности. Для получения таких эффектов предпочтительным является добавление 0,005% и более V. Однако, добавление более чем 0,1% V, вызывает ухудшение ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке. Поэтому в случае добавления V уровень содержания V предпочтительно составит 0,1% и менее, а более предпочтительно 0,06% и менее.

Ca: от 0,0005% до 0,003%

Ca контролирует морфологию сульфидных включений, что улучшает ударную вязкость, и поэтому может быть добавлен. Достижения такого эффекта добиваются в случае его уровня содержания, равного 0,0005% и более. В случае его уровня содержания, большего чем 0,003%, эффект будет насыщаться, степень чистоты понизится, а ударная вязкость ухудшится. Поэтому в случае добавления Ca уровень содержания Ca предпочтительно будет находиться в диапазоне от 0,0005% до 0,003%, а более предпочтительно от 0,001% до 0,003%.

В: 0,005% и менее

В может быть добавлен, поскольку В представляет собой элемент, вносящий свой вклад в улучшение ударной вязкости зоны теплового воздействия при сварке. Для получения такого эффекта предпочтительным является добавление 0,0005% и более В. Однако, добавление более чем 0,005% В, вызывает ухудшение свариваемости. Поэтому в случае добавления В уровень содержания В предпочтительно составит 0,005% и менее, а более предпочтительно 0,003% и менее.

Оптимизация соотношения Ti/N, то есть, соотношения между уровнем содержания Ti и уровнем содержания N, делает возможным подавление огрубления структуры аустенита в зоне теплового воздействия при сварке, что обуславливается зернами TiN, и делает возможным придание хорошей ударной вязкости зоне теплового воздействия при сварке. Поэтому соотношение Ti/N предпочтительно находится в диапазоне от 2 до 8, а более предпочтительно от 2 до 5.

Остаток, отличный от вышеупомянутых компонентов толстолистовой стали, соответствующей настоящему изобретению, представляют собой Fe и неизбежные примеси. Возможность содержания в ней элемента, отличного от тех, что описывались выше, не отрицается, если только не будут ухудшены преимущества настоящего изобретения. С точки зрения улучшения ударной вязкости в толстолистовой стали, например, могут содержаться 0,02% и менее Mg и/или 0,02% и менее РЗМ (редкоземельного металла).

Металлографическая микроструктура, соответствующая настоящему изобретению, описывается ниже.

2. Металлографическая микроструктура

В настоящем изобретении металлографическая микроструктура однородно содержит бейнит, который представляет собой основную фазу, и компонент М-А (МА), характеризующийся долей площади в диапазоне от 3% до 20% и эквивалентным диаметром круга, равным 3,0 мкм и менее. Термин «основная фаза» в соответствии с использованием в настоящем документе обозначает фазу, характеризующуюся долей площади, равной 80% и более.

Толстолистовая сталь обладает двухфазной микроструктурой, состоящей из бейнита и МА, однородно образованных в ней, то есть, композитной микроструктурой, содержащей мягкий отпущенный бейнит и твердый МА, и поэтому характеризуется низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности и высоким равномерным относительным удлинением. В композитной микроструктуре, которая содержит мягкий отпущенный бейнит и твердый МА, мягкая фаза отвечает за деформирование, и поэтому может быть достигнуто высокое равномерное относительное удлинение, равное 7% и более.

Процентная доля МА в микроструктуре находится в диапазоне от 3% до 20% при выражении через долю площади (в расчете по среднему значению для процентных долей площадей МА в произвольных поперечных сечениях толстолистовой стали в направлении ее прокатки, направлении ее толщины и так далее) МА. Доля площади МА, меньшая, чем 3%, в некоторых случаях является недостаточной для достижения низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности и высокого равномерного относительного удлинения, а доля площади МА, большая, чем 20%, в некоторых случаях вызывает ухудшение ударной вязкости материала основы.

С точки зрения уменьшения соотношения между пределом текучести и пределом прочности и увеличения равномерного относительного удлинения доля площади МА предпочтительно находится в диапазоне от 5% до 12%. Фиг.1 демонстрирует соотношение между долей площади МА и равномерным относительным удлинением для материалов основы. В случае доли площади МА, меньшей чем 3%, достижение равномерного относительного удлинения, равного 7% и более, будет затруднительным. Фиг.2 демонстрирует соотношение между долей площади МА и соотношением между пределом текучести и пределом прочности для материалов основы. В случае доли площади МА, меньшей чем 3%, достижение соотношения между пределом текучести и пределом прочности, равного 85% и менее, будет затруднительным.

Доля площади МА может быть рассчитана по среднему значению для процентных долей площадей МА на фотографиях микроструктуры, по меньшей мере, четырех и более областей наблюдения, при этом фотографии получают в результате наблюдения при использовании, например, СЭМ (сканирующего электронного микроскопа) и проведения обработки изображений.

С точки зрения обеспечения ударной вязкости материала основы эквивалентный диаметр круга для МА составляет 3,0 мкм и менее. Фиг.3 демонстрирует соотношение между эквивалентным диаметром круга для МА и ударной вязкостью материалов основы. В случае эквивалентного диаметра круга для МА, меньшего чем 3,0 мкм, доведение для материала основы поглощенной энергии по Шарпи при - 20°C до 200 Дж и более будет затруднительным.

Эквивалентный диаметр круга для МА может быть определен путем, когда на фотографии микроструктуры, полученной в результате наблюдения при использовании СЭМ, проводят обработку изображения и определяют, а после этого усредняют диаметры кругов, равных по площади индивидуальным зернам МА.

В настоящем изобретении для получения МА без добавления большого количества дорогостоящего легирующего элемента, такого как Cu, Ni или Мо, важно стабилизировать непревращенный аустенит в результате добавления Mn и Si, и во время повторного нагревания и воздушного охлаждения после него подавить превращение в перлит и выделение цементита.

С точки зрения подавления выделения феррита температура начала охлаждения предпочтительно является не меньшей, чем температура превращения Ar₃.

В настоящем изобретении механизм образования МА описан ниже. Подробные условия производства также описываются ниже.

После нагревания сляба прокатку завершают в аустенитной области и начинают ускоренное охлаждение при температуре превращения Ar₃ или более высокой температуре.

В следующем далее способе изменение микроструктуры описывается ниже: способ изготовления, в котором ускоренное охлаждение завершают во время превращения в бейнит, то есть, в температурном диапазоне, в котором присутствует непревращенный аустенит, проводят повторное нагревание при температуре, большей, чем температура завершения (температура Bf) превращения в бейнит, а после этого проводят охлаждение.

После завершения ускоренного охлаждения микроструктура содержит бейнит и непревращенный аустенит. Повторное нагревание проводят при температуре, большей, чем температура Bf, благодаря чему непревращенный аустенит превращается в бейнит. Поскольку степень образования твердого раствора углерода в бейнита, полученного при такой относительно высокой температуре, невелика, С выделяется в окружающий непревращенный аустенит.

В связи с этим количество С в непревращенном аустените увеличивается по мере прохождения превращения в бейнит во время повторного нагревания. В случае содержания определенных количеств Mn, Si и тому подобного, которые представляют собой элементы, стабилизирующие аустенит, после завершения повторного нагревания остается непревращенный аустенит, в котором сконцентрирован С, и который затем превращается в МА во время охлаждения после повторного нагревания. Конечная микроструктура содержит бейнит и МА, образовавшийся в нем.

В настоящем изобретении важно проводить повторное нагревание после ускоренного охлаждения в температурном диапазоне, в котором присутствует непревращенный аустенит. В случае температуры начала повторного нагревания, не большей, чем температура Bf, превращение в бейнит завершится, и непревращенный аустенит будет отсутствовать. В связи с этим температура начала повторного нагревания должна быть большей, чем температура Bf.

Охлаждение после повторного нагревания не оказывает воздействия на превращение в МА, и поэтому на него конкретных ограничений не накладывают, и предпочтительно в основном им является воздушное охлаждение. В настоящем изобретении используют сталь, содержащую определенное количество Mn и Si, ускоренное охлаждение прекращают во время превращения в бейнит и непосредственно сразу же проводят непрерывное повторное нагревание, при котором может быть получен твердый МА без ухудшения эффективности производства.

Сталь, соответствующая настоящему изобретению, обладает металлографической микроструктурой, которая однородно содержит бейнит, который представляет собой основную фазу, и определенное количество МА. В объем настоящего изобретения включаются и стали, которые обладают другой микроструктурой в сопоставлении с бейнитом и МА или содержат включение, если только не будут ухудшены преимущества настоящего изобретения.

В частности, в случае сосуществования одного или нескольких представителей, выбираемых из феррита (в частности, полигонального феррита), перлита, цементита и тому подобного, прочность уменьшится. Однако, в случае небольшой доли площади микроструктуры, отличной бейнита и МА, уменьшение прочности будет пренебрежимо малым. В связи с этим возможна металлографическая микроструктура, отличная от бейнита и МА, т.е., наличие одной или нескольких структур, выбираемых из феррита, перлита, цементита и тому подобного, в случае совокупной доли их площади в микроструктуре, равной 3% и менее.

Вышеупомянутая металлографическая микроструктура может быть получена таким образом, когда сталь, имеющую вышеупомянутый состав, изготавливают по представленному ниже способу.

3. Условия производства

Сталь, имеющую вышеупомянутый состав, предпочитается изготавливать в производственной установке, такой как конвертер по выработке стали или электропечь, в соответствии с обычной практикой, а после этого перерабатывать в стальной материал, такой как сляб, в результате проведения непрерывной разливки или разливки-обжимания слитков в соответствии с обычной практикой. Способ изготовления и способ разливки вышеупомянутыми способами не ограничивают. Материал стали прокатывают для придания требуемых свойств и требуемого профиля, охлаждают после прокатки, а после этого нагревают.

В настоящем изобретении каждая из температур, таких как температура нагревания, температура завершения прокатки, температура завершения охлаждения и температура повторного нагревания, является средней температурой толстолистовой стали. Среднюю температуру определяют по температуре поверхности сляба или толстолистовой стали в результате проведения вычисления с учетом параметра, такого как толщина и теплопроводность. Скорость охлаждения представляет собой среднее значение, полученное в результате деления разности температур, необходимой для охлаждения до температуры завершения охлаждения (в диапазоне от 500°C до 680°C), на время, затрачиваемое на проведение охлаждения после завершения горячей прокатки.

Скорость нагревания представляет собой среднее значение, полученное в результате деления разности температур, необходимой для повторного нагревания до температуры повторного нагревания (в диапазоне от 550°C до 750°C), на время, затрачиваемое на проведение повторного нагревания после охлаждения. Условия производства подробно описываются ниже.

Использующаяся температура превращения Ar₃ представляет собой значение, рассчитываемое по следующему далее уравнению:

Ar₃(°C)=910-310 С-80 Mn-20 Cu-15 Cr-55 Ni-80 Мо

Температура нагревания: в диапазоне от 1000°C до 1300°C

В случае температуры нагревания, меньшей чем 1000°C, образование твердого раствора карбидов будет недостаточным, и достижение требуемой прочности будет невозможным. В случае температуры нагревания, большей чем 1300°C, ухудшится ударная вязкость материала основы. Поэтому температура нагревания находится в диапазоне от 1000°C до 1300°C.

Температура завершения прокатки: не меньшая, чем температура превращения Ar₃

В случае температуры завершения прокатки, меньшей, чем температура превращения Ar₃, концентрация С в непревращенном аустените во время повторного нагревания будет недостаточной, и поэтому МА не образуется, поскольку скорость превращения в феррит уменьшится. Поэтому температура завершения прокатки является не меньшей, чем температура превращения Ar₃.

Накопленное обжатие при 900°C и менее: 50% и более

Данное условие является одним важных условий производства. Температурный диапазон, не больший, чем 900°C, соответствует нерекристаллизационному температурному диапазону в аустените. В случае накопленного обжатия в данном температурном диапазоне, равного 50% и более, аустенитные зерна могут быть измельчены, и поэтому количество центров образования МА на прежних границах аустенитных зерен увеличится, что вносит свой вклад в подавление огрубления структуры МА.

В случае накопленного обжатия при 900°C и менее, меньшего чем 50%, в некоторых случаях уменьшится равномерное относительное удлинение, или уменьшится ударная вязкость материала основы, поскольку эквивалентный диаметр круга для полученного МА превысит 3,0 мкм. Поэтому накопленное обжатие при 900°C и менее составляет 50% и более.

Скорость охлаждения и температура завершения охлаждения: 5°C/сек и более и в диапазоне от 500°C до 680°C, соответственно.

Ускоренное охлаждение проводят непосредственно сразу же после завершения прокатки. В случае температуры начала охлаждения, не большей, чем температура превращения Ar₃, и поэтому образования полигонального феррита, будет стимулироваться уменьшение прочности, и вряд ли образуется МА. Поэтому температура начала охлаждения предпочтительно является не меньшей, чем температура превращения Ar₃.

Скорость охлаждения составляет 5°C/сек и более. В случае скорости охлаждения, меньшей чем 5°C/сек, во время охлаждения образуется перлит, и поэтому достижение достаточной прочности или низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности будет невозможным. Поэтому скорость охлаждения после прокатки составляет 5°C/сек и более.

В настоящем изобретении в результате ускоренного охлаждения проводят переохлаждение по отношению к области превращения в бейнит, благодаря чему превращение в бейнит может быть завершено во время повторного нагревания без выдерживания температуры во время повторного нагревания.

Температура завершения охлаждения находится в диапазоне от 500°C до 680°C. В настоящем изобретении данный процесс представляет собой важное условие производства. В настоящем изобретении непревращенный аустенит, который присутствует после повторного нагревания, и в котором сконцентрирован С, во время воздушного охлаждения превращается в МА.

Охлаждение требуется завершить в температурном диапазоне, в котором присутствует непревращенный аустенит, который превращается в бейнит. В случае температуры завершения охлаждения, меньшей чем 500°C, превращение в бейнит завершится; таким образом, во время охлаждения МА не образуется, и поэтому достижение низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности будет невозможным. В случае температуры завершения охлаждения, большей чем 680°C, С будет расходоваться на перлит, выделяющийся во время охлаждения, и поэтому МА не образуется. Поэтому температура завершения охлаждения находится в диапазоне от 500°C до 680°C. Для обеспечения получения доли площади МА, которая является предпочтительной для достижения лучших прочности и ударной вязкости, температура завершения охлаждения предпочтительно находится в диапазоне от 550°C до 660°C. Для ускоренного охлаждения может быть использована произвольная система охлаждения.

Скорость нагревания после ускоренного охлаждения и температура повторного нагревания: 2,0°C/сек и более и в диапазоне от 550°C до 750°C, соответственно.

Непосредственно сразу же после завершения ускоренного охлаждения проводят повторное нагревание до температуры в диапазоне от 550°C до 750°C при скорости нагревания, равной 2,0°C/сек и более. Выражение «повторное нагревание проводят непосредственно сразу же после завершения ускоренного охлаждения» в соответствии с использованием в настоящем документе обозначает проведение повторного нагревания при скорости нагревания, равной 2,0°C/сек и более, в течение 120 секунд после завершения ускоренного охлаждения.

В настоящем изобретении данный процесс также представляет собой важное условие производства. Во время повторного нагревания после ускоренного охлаждения непревращенный аустенит превращается в бейнит, как это описывалось выше, и поэтому С выделяется в остающийся непревращенный аустенит.Непревращенный аустенит, в котором сконцентрирован С, во время воздушного охлаждения после повторного нагревания превращается в МА.

Для получения МА повторное нагревание необходимо проводить после ускоренного охлаждения от температуры, не меньшей, чем температура Bf, до температуры в диапазоне от 550°C до 750°C.

В случае скорости нагревания, меньшей чем 2,0°C/сек, на достижение целевой температуры нагревания затратится продолжительное время, и поэтому эффективность производства будет небольшой. Кроме того, в некоторых случаях стимулируется огрубление структуры МА, и достижение низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности или достаточного равномерного относительного удлинения будет невозможным. Данный механизм не является безусловно ясным, но, как представляется, заключается в подавлении огрубления структуры области концентрированного С и огрубления структуры МА, полученного во время охлаждения после повторного нагревания, в результате увеличения скорости нагревания во время повторного нагревания до 2,0°C/сек и более.

В случае температуры повторного нагревания, меньшей чем 550°C, превращение в бейнит в достаточной степени не произойдет, и выделение С в непревращенный аустенит будет недостаточным; таким образом, МА не образуется, или достижение низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности будет невозможным. В случае температуры повторного нагревания, большей чем 750°C, достижение достаточной прочности будет невозможным вследствие размягчения бейнита. Поэтому температура повторного нагревания находится в диапазоне от 550°C до 750°C.

В настоящем изобретении важно проводить повторное нагревание после ускоренного охлаждения из температурного диапазона, в котором присутствует непревращенный аустенит. В случае температуры начала повторного нагревания, не большей, чем температура Bf, превращение в бейнит завершится, и поэтому непревращенный аустенит будет отсутствовать. Поэтому температура начала повторного нагревания должна быть большей, чем температура Bf.

Для надежного концентрирования С, который превращается в бейнит, в непревращенном аустените, что вызывает превращение в бейнит и превращение в квазиполигональный феррит, температуру повторного нагревания предпочтительно увеличивают от температуры начала повторного нагревания на 50°C и более. Время выдерживания температуры начала повторного нагревания необязательно должно быть конкретно установлено.

Поскольку МА в достаточной степени получают способом изготовления, соответствующему настоящему изобретению, даже при проведении охлаждения непосредственно сразу же после повторного нагревания, могут быть достигнуты низкое соотношение между пределом текучести и пределом прочности и высокое равномерное относительное удлинение. Однако, для промотирования диффундирования С в целях обеспечения получения доли площади МА выдерживание температуры во время повторного нагревания может быть проведено в течение 30 минут и менее. В случае проведения выдерживания температуры в течение более чем 30 минут, в фазе бейнита произойдет восстановление, что в некоторых случаях вызывает уменьшение прочности.

В основном скорость охлаждения после повторного нагревания предпочтительно равна скорости воздушного охлаждения.

Для проведения повторного нагревания после ускоренного охлаждения после системы охлаждения для проведения ускоренного охлаждения может быть размещен нагреватель. Использующийся нагреватель предпочтительно представляет собой печь с газовой горелкой аппарата с индукционным нагреванием, способные быстро нагревать толстолистовую сталь.

Как это описывалось выше, в настоящем изобретении количество центров образования МА может быть увеличено, и МА может быть однородно и тонко диспергирован благодаря измельчению аустенитных зерен в результате приложения накопленного обжатия, равного 50% и более, в нерекристаллизационном температурном диапазоне в аустените, не большем чем 900°C. Кроме того, поскольку в настоящем изобретении огрубление структуры МА подавляют в результате увеличения скорости нагревания во время повторного нагревания после ускоренного охлаждения, эквивалентный диаметр круга для МА сможет быть уменьшен до 3,0 мкм и менее. Это делает возможным увеличение равномерного относительного удлинения до 7% и более в сопоставлении с тем, что имеет место для обычных продуктов, при одновременном сохранении низкого соотношения между пределом текучести и пределом прочности, равного 85% и менее, и хорошей низкотемпературной ударной вязкости.

Кроме того, распад МА в стали, соответствующей настоящему изобретению, незначителен, и может быть сохранена предварительно определенная металлографическая микроструктура, которая является двухфазной микроструктурой, состоящей из бейнита и МА, даже при воздействии на сталь такой термической предыстории, которая ухудшает свойства обычных сталей вследствие последеформационного старения. В результате в настоящем изобретении могут быть подавлены увеличение предела текучести (ПТ) вследствие последеформационного старения, увеличение соотношения между пределом текучести и пределом прочности вследствие того же и уменьшение равномерного относительного удлинения даже вследствие термической предыстории, соответствующей нагреванию при 250°C в течение 30 минут, то есть, нагреванию при высокой температуре в течение продолжительного времени в процессе нанесения покрытия для обычных стальных труб. У стали, соответствующей настоящему изобретению, может быть обеспечено получение соотношения между пределом текучести и пределом прочности, равного 85% и менее, и равномерного относительного удлинения, равного 7% и более, даже при воздействии на сталь такой термической предыстории, которая ухудшает свойства обычных сталей вследствие последеформационного старения.

Пример 1

Стали (стали от А до J), имеющие составы, продемонстрированные в таблице 1, перерабатывали в сляб в результате проведения непрерывной разливки и из слябов изготавливали толстолистовые стали (№№ от 1 до 16), имеющие толщину 20 мм или 33 мм.

Каждый нагретый сляб подвергали горячей прокатке, непосредственно сразу же охлаждали в системе ускоренного охлаждении, относящейся к типу систем с водяным охлаждением, а после этого повторно нагревали в печи с индукционным нагреванием или печи с газовой горелкой. Печь с индукционным нагреванием и систему ускоренного охлаждения компоновали в одной линии.

Условия производства толстолистовых сталей (№№ от 1 до 16) продемонстрированы в таблице 2. Температуры, такие как температура нагревания, температура завершения прокатки, температура завершения (окончания) охлаждения и температура повторного нагревания, являлись средними температурами толстолистовых сталей. Среднюю температуру определяли по температуре поверхности каждых слябовой заготовки или толстолистовой стали в результате проведения вычисления при использовании параметра, такого как толщина или теплопроводность.

Скорость охлаждения представляет собой среднее значение, полученное в результате деления разности температур, необходимой для охлаждения до температуры завершения (окончания) охлаждения (в диапазоне от 460°C до 630°C), на время, затрачиваемое на проведение охлаждения после завершения горячей прокатки. Скорость повторного нагревания (скорость нагревания) представляет собой среднее значение, полученное в результате деления разности температур, необходимой для повторного нагревания до температуры повторного нагревания (в диапазоне от 540°C до 680°C), на время, затрачиваемое на проведение повторного нагревания после охлаждения.

Для толстолистовых сталей, изготовленных так, как это описывалось выше, измеряли механические свойства. Результаты измерений продемонстрированы в таблице 3. Предел прочности при растяжении оценивали при условии, что из каждой толстолистовой стали в направлении, перпендикулярном ее направлению прокатки, отбирали два образца для испытания на растяжение, таким образом, чтобы получить ту же самую толщину, что и толщина толстолистовой стали, проводили испытание на растяжение и определяли среднее значение.

В качестве прочности, требуемой в настоящем изобретении, определили предел прочности при растяжении, равный 517 МПа и более (API 5L Х60 и более). Каждый параметр, выбираемый из соотношения между пределом текучести и пределом прочности и равномерного относительного удлинения, оценивали при условии, что из толстолистовой стали в направлении ее прокатки отбирали два образца для испытания на растяжение, таким образом, чтобы получить ту же самую толщину, что и толщина толстолистовой стали, проводили испытание на растяжение и определяли среднее значение. Деформационные свойства, требуемые в настоящем изобретении, представляли собой соотношение между пределом текучести и пределом прочности, равное 85% и менее, и равномерное относительное удлинение, равное 7% и более.

Для определения ударной вязкости каждого материала основы из толстолистовой стали для полномасштабного испытания по Шарпи в направлении, перпендикулярном направлению прокатки, отбирали три образца с V-образным надрезом, которые подвергали испытанию по Шарпи, проводили измерения поглощенной энергии при - 20°C и определяли ее среднее значение. Хорошими признавались те образцы, которые характеризуются поглощенной энергией при - 20°C, равной 200 Дж и более.

Для определения ударной вязкости каждой зоны теплового воздействия (ЗТВ) при сварке отбирали три образца, на которые воздействовали термической предысторией, соответствующей подводу тепла 40 кДж/см, при использовании аппарата воспроизведения термического цикла сварки, и которые подвергали испытанию на ударную вязкость по Шарпи. Для данных образцов измеряли поглощенную энергию при - 20°C и определяли ее среднее значение. Хорошими признавались те образцы, которые характеризуются поглощенной энергией при - 20°C, равной 100 Дж и более.

После проведения для изготовленных толстолистовых сталей обработки в виде последеформационного старения в результате выдерживания толстолистовых сталей при 250°C в течение 30 минут материалы основы подвергали испытанию на растяжение и испытанию на ударную вязкость по Шарпи и испытанию на ударную вязкость по Шарпи также подвергали и зоны теплового воздействия (ЗТВ) при сварке, после чего проводили оценку. Стандарты оценки после проведения обработки в виде последеформационного старения были теми же самыми, что и вышеупомянутые стандарты оценки до проведения обработки в виде последеформационного старения.

Как это продемонстрировано в таблице 3, композиции и способы изготовления №№ от 1 до 7, которые являются примерами настоящего изобретения, попадают в объем настоящего изобретения; №№ от 1 до 7 характеризуются высоким пределом прочности, равным 517 МПа и более, низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, равным 85% и менее, и высоким равномерным относительным удлинением, равным 7% и более, до и после проведения обработки в виде последеформационного старения при 250°C в течение 30 минут; и материалы основы и зоны теплового воздействия при сварке характеризуются хорошей ударной вязкостью.

Толстолистовые стали обладали микроструктурой, содержащей бейнит и МА, образованный в нем. МА характеризуется долей площади в диапазоне от 3% до 20%. Долю площади МА определяли в результате наблюдения микроструктуры при использовании сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) и проведения обработки изображений.

Композиции №№ от 8 до 13, которые являются примерами настоящего изобретения, попадают в объем настоящего изобретения, а способы их изготовления в объем настоящего изобретения не пропадают. Поэтому доля площади или эквивалентный диаметр круга для МА в микроструктуре каждой толстолистовой стали не попадают в объем настоящего изобретения. До или после проведения обработки в виде последеформационного старения при 250°C в течение 30 минут соотношение между пределом текучести и пределом прочности или равномерное относительное удлинение недостаточны, или хорошие прочность или ударная вязкость не достигаются. Композиции №№ от 14 до 16 не попадают в объем настоящего изобретения. Поэтому соотношение между пределом текучести и пределом прочности и равномерное относительное удлинение в №№14 и 15 не попадают в объем настоящего изобретения, и ударная вязкость в №16 неудовлетворительна.

1. Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, содержащая, мас.%: от 0,06% до 0,12% C, от 0,01% до 1,0% Si, от 1,2% до 3,0% Mn, 0,015% и менее P, 0,005% и менее S, 0,08% и менее Al, от 0,005% до 0,07% Nb, от 0,005% до 0,025% Ti, 0,010% и менее N и 0,005% и менее O, остальное Fe и неизбежные примеси, обладающая металлографической микроструктурой, которая является двухфазной микроструктурой, состоящей из бейнита и мартенсит-аустенитного компонента (M-A), при этом доля площади компонента M-A находится в диапазоне от 3% до 20%, и эквивалентный диаметр круга для компонента M-A составляет 3,0 мкм и менее, которая характеризуется равномерным относительным удлинением, равным 7% и более, и соотношением между пределом текучести и пределом прочности, равным 85% и менее, и которая после проведения обработки в виде последеформационного старения при температуре, равной 250°C и менее, в течение 30 мин и менее характеризуется равномерным относительным удлинением, равным 7% и более, и соотношением между пределом текучести и пределом прочности, равным 85% и менее.

2. Толстолистовая сталь по п.1, дополнительно содержащая один или несколько элементов, выбранных из группы, состоящей из 0,5% и менее Cu, 1% и менее Ni, 0,5% и менее Cr, 0,5% и менее Mo, 0,1% и менее V, 0,0005% до 0,003% Ca и 0,005% и менее B в расчете на массу.

3. Способ изготовления толстолистовой стали, характеризующейся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, включающий нагревание стали, имеющей состав, указанный по п.1 или 2, до температуры в диапазоне от 1000°C до 1300°C, горячую прокатку стали при температуре завершения прокатки, не ниже чем температура превращения Ar₃, таким образом, чтобы накопленное обжатие при температуре, равной 900°C и менее, составляло 50% и более, проведение ускоренного охлаждения до температуры в диапазоне от 500°C до 680°C при скорости охлаждения, равной 5°C/с и более, и проведение повторного нагревания до температуры в диапазоне от 550°C до 750°C при скорости нагревания, равной 2°C/с и более, непосредственно после ускоренного охлаждения.