Низьколегована сталь

1 Низьколегована сталь, яка відрізняється тим, що має МІЦНІСТЬ на розрив щонайменше 900 МПа (130 тис фунтів/ кв дюйм), ударну в'язкість, виміряну у випробуванні зразків з V - подібним надрізом по Шарпі при -40° С щонайменше 120 Дж (90 футо-фунтів) і практично невід пущену мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит або їх суміші, перетворену з практично нерекристалізованих зерен аустеніту, причому ця сталь містить залізо і такі добавки в мас % від 0,03 до 0,10 вуглецю (С), від 1,6 до 2,1 марганцю (Мп), від 0,01 до 0,10 ніобію (Nb), від 0,01 до 0,10 ванадію (V), від 0,3 до 0,6 молібдену (Мо), від 0,005 до 0,03 титану (Ті), від 0,001 до 0,006 азоту (N), до 0,6 кремнію (Si), до 0,06 алюмінію (АІ), Цей винахід відноситься до надміцної товстолистової зварюваної сталі, що має чудову ударну в'язкість, І ДО трубопроводів, що виготовляються з неї Більш конкретно, цей винахід відноситься до до 1,0 МІДІ (Си), до 1,0 хрому (Сг), при цьому показник Ceq більше або дорівнює 0,5 та менше або дорівнює 0,7, а показник Р с т менше або дорівнює 0,35 2 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку, вибрану з групи в мас % до 1,0 Ni, до 1,0 Сг, до 0,006 Са, до 0,02 рідкісноземельних металів (РЗМ), до 0,006 Мд 3 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що додатково містить дрібний осад цементиту 4 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що додатково містить осади карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену 5 Сталь за п 4, яка відрізняється тим, що загальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж 0,06 мас % 6 Сталь за п 4, яка відрізняється тим, що індивідуальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж 0, 03 мас % 7 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що вказана мікроструктура сталі являє собою переважно дрібнозернистий нижчий бейніт 8 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що має вигляд листа, товщина якого щонайменше 10 мм 9 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,05 до 0,09 мас% С 10 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що додатково містить від 0,2 до 1,0 мас % Ni 11 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,03 до 0,06 мас % Nb 12 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,03 до 0,08 мас % V 13 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,015 до 0,02 мас % Ті 14 Сталь за п 1, яка відрізняється тим, що містить від 0,001 до О.Обмас % АІ надміцної трубопровідної зварюваної низьколегованої сталі з високою ударною в'язкістю, в якій мінімізована втрата МІЦНОСТІ В ЗОНІ термічного впливу (ЗТВ), відносно всього трубопроводу, і до О 00 1 ю 57798 способу одержання товстолистової сталі, з якої виготовляють трубопровід Даний винахід може бути використаний у виробництві трубопроводів і конструкційних сталей У викладеному нижче описі визначені різні терміни Для зручності в описі наданий словник термінів, розташований безпосередньо перед формулою винаходу Зараз при промисловому використанні трубопроводу його сталь має найбільшу межу текучості, приблизно 550МПа У промисловості є трубопровідні сталі з підвищеною межею текучості, наприклад, приблизно до 690МПа, але, наскільки відомо заявнику, вони не використовуються в промисловому виробництві трубопроводів Більш ТОГО ЯК описано в патентах США №5545269, 5545270 і 5531842 (Коу і Лутона), було встановлено, що є практичним виробляти надміцні марки сталі з межею текучості принаймні приблизно 830МПа і межею МІЦНОСТІ на розрив принаймні приблизно 900МПа, як первинний матеріал для трубопроводів МІЦНІСТЬ сталі, описаної Коу і Лутоном в патенті США №5545269, досягнута шляхом компенсації між ХІМІЄЮ сталі і технологією обробки, внаслідок чого, була одержана однорідна мікроструктура, в яку входять головним чином дрібнозернистий, відпущений мартенсит і бейніт, які зміцнюються повторно шляхом осадження є-фази МІДІ І деяких карбідів або нітридів, або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену У патенті США №5545269 Коу і Лутон описали спосіб одержання високоміцної сталі, в якому сталь загартовують від кінцевої температури гарячої прокатки до температури не вище, ніж 400°С, з швидкістю принаймні 20°С в секунду, переважно приблизно 30°С в секунду, щоб одержати в основному мікроструктури мартенситу і бейніту Більш того, для досягнення цільових мікроструктури і властивостей у винаході Коу і Лутона потрібно, щоб товстолистова сталь була піддана вторинному процесу зміцнення на додатковій технологічній стадії, що включає відпуск охолодженого водою листа при температурі не вище, ніж точка перетворення Асі тобто, температурі, при якій в ході нагрівання починає формуватися аустеніт, протягом часу, якого достатньо для того, щоб викликати осадження є-фази МІДІ І деяких карбідів або нітридів, або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену Ця додаткова технологічна стадія відпустки після загартування істотно збільшує затрати на виробництво сталевого листа Тому бажано розробити нову методологію переробки стали, в якій обходяться без стадії відпалу і в той же час ще досягаються бажані механічні властивості Крім того, стадія відпустки, хоч і необхідна для потрібного зміцнення з отриманням цільових мікроструктури і властивостей, також приводить до відношення межа текучості /МІЦНІСТЬ розрив вище за 0,93 З точки зору переважної конструкції трубопроводу, бажано підтримувати відношення межа текучості /МІЦНІСТЬ розтягнення нижче за 0,93, зберігаючи високу межу текучості і МІЦНІСТЬ на розрив Існує потреба в трубопроводах з підвищеною МІЦНІСТЮ, в порівнянні з існуючими в цей час, для транспорту сирої нафти і природного газу на дуже далекі відстані Ця потреба обумовлена не обхідністю а) збільшення ефективності транспорту, за допомогою застосування підвищеного тиску газу і б) зниження витрат на матеріали і прокладення траси, шляхом зменшення товщини стінки і зовнішнього діаметра трубопроводу У результаті збільшується попит на трубопроводи з підвищеною МІЦНІСТЮ, в порівнянні з існуючими на цей час Отже, метою даного винаходу є розробка композицій сталі і альтернативної технології для одержання дешевої, низьколегованої, надміцної товстолистової сталі і виробництва з неї трубопроводу, висока МІЦНІСТЬ якої досягається без залучення стадії відпуску для одержання вторинного зміцнення Крім того, іншою метою даного винаходу є розробка високоміцної товстолистової сталі для трубопроводу, яка підходить для конструювання трубопроводів і для якої відношення межа текучості / МІЦНІСТЬ розтягнення становить нижче, ніж приблизно 0,93 Проблемою, пов'язаною з виключно міцною сталлю, тобто сталлю, що має межу текучості більше, ніж приблизно 550МПа, є розм'якшення в зоні термічного впливу (ЗТВ) після зварювання У цієї ЗТВ може виникнути локальне фазове перетворення або відпал в ході термічних циклів, обумовлених зварюванням, що приводить до значного, тобто приблизно до 15% або більш, розм'якшення ЗТВ в порівнянні з основним металом Хоч були одержані надміцні сталі з межею текучості 830МПа або вище, звичайно ці сталі не мали ударної в'язкості, необхідної для трубопроводу, і не задовольняли вимозі зварювання, необхідного для трубопроводу, оскільки такі матеріали мають відносно високий показник Рсм (добре відомий технічний термін для вираження здібності до зварювання), який звичайно вище, ніж приблизно 0,35 Отже, іншою метою даного винаходу є одержання низьколегованої, надміцної товстолистової сталі як первинного матеріалу для трубопроводу, який має межу текучості принаймні приблизно 690МПа, МІЦНІСТЬ на розрив принаймні приблизно 900МПа і достатню ударну в'язкість для застосування при низьких температурах, тобто, аж до 40°С, і в той же час зберігає сумісну якість продукту при мінімальній втраті МІЦНОСТІ В ЗТВ протягом термічного циклу, викликаного зварюванням Додатковою метою даного винаходу є одержання надміцної сталі з ударною в'язкістю і зварюванням, які необхідні для трубопроводу, і яка має показник Рсм менше, ніж приблизно 0,35 Хоч обидва показники широко застосовуються в зв'язку зі здібністю до зварювання, і Рсм, і Се (вуглецевий еквівалент інший добре відомий технічний термін що використовується для визначення здібності до зварювання) також відображають здатність сталі до загартування, в тому, що вони забезпечують керівництво відносно схильності сталі до утворення твердих мікроструктур в основному металі При використанні в цьому описі показник Рсм визначається таким чином Рсм = мас %С + мас %Si/30 + (мас %Мп + мас %Си + мас %Сг)/20 + мас %Ni/60 + мас %Мо/15 + мас %V/10 + 5 (мас %В), а Се визначається так Се = мас %С + мас %Мп/6 + (мас %Сг+мас %Мо+мас %V)/5 + (мас %Си+мас 57798 Як описано в патенті США №5545269, було встановлено, що при вказаних в йому умовах, стадію загартування у воді до температури не вище за 400°С (переважно до температури навколишнього середовища), з подальшою остаточною прокаткою надміцної сталі, не можна замінювати охолоджуванням на повітрі, оскільки при таких умовах охолоджування на повітрі може викликати перетворення аустеніту в агрегати фериту/перліту, що приводить до погіршення МІЦНОСТІ сталі Крім того, було встановлено, що переривання охолоджування водою такої сталі вище за 400°С може привести до недостатнього трансформаційного загартування в процесі охолоджування і в результаті МІЦНІСТЬ сталі знижується У товстолистовій сталі, одержаної за способом, який описано в патенті США №5545269, застосовується відпуск після охолоджування водою, наприклад шляхом повторного нагріву до температури в інтервалі приблизно від 400 до 700°С протягом заданого інтервалу часу, для того щоб забезпечити рівномірне загартування по всьому об'єму товстолистової сталі і для поліпшення ударної в'язкості сталі Випробування зразків з Vнадрізом по Шарпі являє собою добре відомий тест для вимірювання ударної в'язкості сталі Один з параметрів, який може бути одержаний з використанням випробування зразків з V-надрізом по Шарпі, являє собою енергію, поглинену при розриві зразка сталі (енергія удару) при заданій температурі, наприклад енергія удару при - 40°С (vE - 4о) Після удосконалень, описаних в патенті США №5545269, було виявлено, що надміцну сталь з високою ударною в'язкістю можна одержати без застосування стадії остаточного відпуску, що дорого коштує Було знайдено, що цей бажаний результат може бути досягнутий шляхом переривання загартування в конкретному температурному інтервалі, в залежності від конкретного ХІМІЧНОГО складу сталі, при якому мікроструктура сталі являє собою переважно дрібнозернистий нижчий бейніт /дрібнозернистий рейдовий мартенсит, або їх суміші, які розвиваються при температурі перерваного охолоджування або при подальшому охолоджуванні повітрям до температури навколишнього середовища Крім того, було виявлено, що ця нова ПОСЛІДОВНІСТЬ технологічних стадій забезпечує несподіваний і неочевидний результат - товстолистову сталь з ще більш високою МІЦНІСТЮ І ударною в'язкістю, В порівнянні з тими, що є для рівня техніки ВІДПОВІДНО ДО викладених вище цілей даного винаходу була розроблена методологія обробки, яка називається в описі винаходу як Перерване безпосереднє загартування (ПБЗ), при якій низьколегована товстолистова сталь заданого ХІМІЧНОГО складу швидко охолоджується, в КІНЦІ гарячої прокатки, за допомогою загартування ВІДПОВІДНОЮ текучою середою, такою як вода, до відповідної Температури припинення загартування (ТПЗ), з подальшим охолоджуванням повітрям до температури навколишнього середовища, щоб отримати мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт/ дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші Термін загартування, що використовується при описі даного винаходу відноситься до прискореного охолоджування за допомогою будь-якого засобу, при якому використовується текуча середа, вибрана для забезпечення збільшення швидкості охолоджування сталі, в порівнянні з охолоджуванням сталі повітрям до температури навколишнього середовища Згідно З даним винаходом в ньому представлена сталь зі здатністю узгодження режиму швидкості охолоджування з параметрами температури припинення загартування, що забезпечує зміцнення, для способу часткового загартування, який називається ПНЗ, з подальшою фазою охолоджування повітрям, щоб одержати в кінцевому листовому продукті мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші З області техніки добре відомо, що добавка невеликої КІЛЬКОСТІ бору, порядку від 5 до 20 мільйонних часток (м д), може забезпечити істотний вплив на зміцнення маловуглецевої, низьколегованої сталі Таким чином, добавка бору в сталь ефективно застосовувалася в минулому для утворення твердих фаз, таких як мартенсит, в низьколегованій сталі із збідненим ХІМІЧНИМ складом, тобто з низьким вуглецевим еквівалентом (Се), для одержання дешевої, високоміцної сталі з чудової зварюваністю Однак ВІДПОВІДНИЙ контроль бажаних невеликих добавок бору важко реалізується Для нього потрібні технічно вдосконалені виробничі потужності і секрети виробництва У даному винаході представляється інтервал ХІМІЧНОГО складу сталей, з добавкою бору і без добавки, які можуть бути оброблені по методології Перерваного безпосереднього загартування, з отриманням бажаних мікроструктур і властивостей сталі ВІДПОВІДНО ДО ЦЬОГО винаходу досягнута рівновага між ХІМІЧНИМ складом сталі і технологією її обробки, внаслідок якого можна одержувати високоміцну товстолистову сталь, що має межу текучості щонайменше приблизно 690МПа, більш переважно щонайменше приблизно 760МПа і ще більш переважно щонайменше приблизно 830МПа, з переважним співвідношенням межа текучості /МІЦНІСТЬ розтягнення менше, ніж приблизно 0,93, переважно менше, ніж приблизно 0, 90, і ще більш переважно менше, ніж приблизно 0,85, з якої можна виготовляти трубопроводи Після зварювання цієї товстолистової сталі, при використанні в трубопроводах, втрата МІЦНОСТІ в зоні термічного впливу (ЗТВ) складає менше, ніж приблизно 10%, переважно менше, ніж приблизно 5%, відносно МІЦНОСТІ основної сталі Крім того, ці надміцні, низьколеговані товстолистові сталі, придатні для виробництва трубопроводів, мають товщину переважно щонайменше приблизно 10мм, більш переважно щонайменше приблизно 15мм, і ще більш переважно щонайменше приблизно 20мм Додатково, ці надміцні, низьколеговані товстолистові сталі або не містять добавки бору, або, для конкретних цілей, містять добавку бору в КІЛЬКОСТІ приблизно між 5м д і 20м д і переважно приблизно між 8м д і 12м д Якість продукту - трубопроводу залишається істотно щільним, і звичайно продукт 57798 не має схильності до розтріскування під дією водню Переважний продукт - сталь має істотно однорідну мікроструктуру, яка переважно складається з дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, або їх сумішей Переважно, дрібнозернистий сітчастий мартенсит містить спонтанно відпущений дрібнозернистий сітчастий мартенсит Використаний описі даного винаходу і в формулі винаходу термін "переважно" означає щонайменше приблизно 50 об % Інша частина мікроструктури може складатися з додаткового дрібнозернистого рейкового мартенситу, вищого бейніту або фериту Більш переважно, мікроструктура містить щонайменше приблизно від 60 до 80 об % дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей Ще більш переважно, мікроструктура містить щонайменше приблизно 90 об % дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей Як нижчий бейніт, так і сітчастий мартенсит можуть додатково зміцнюватися за рахунок осадження карбідів або карбонітридів ванадію, ниюбію і молібдену Ці осади, особливо ті, що містять ванадій, можуть сприяти мінімізації розм'якшення в зоні термічного впливу, ймовірно, шляхом запобігання будь-якому істотному зниженню ЩІЛЬНОСТІ дислокацій в областях, нагрітих до температури, що не перевищує точку перетворення Ас-і, або спричинюючи дисперсійне зміцнення в областях, які нагріті до температури вище за точку перетворення Ас-і, або обома шляхами Товстолистову сталь цього винаходу виробляють, отримуючи звичайним образом заготовки, і в одному варіанті втілення, сталь містить залізо і такі легуючі елементи у вказаних нижче вагових процентах 0,03 - 0,10% вуглецю (С), переважно 0,05 0,09% С, 0 - 0,6% кремнію (Si), 1,6-2,1% марганцю (Мп), 0-1,0% МІДІ (Си), Ni, 0 -1,0% нікелю (Ni), переважно від 0/2 до 1/0% 0,01 - 0,10% ніобію (Nb), переважно 0,03 0,06% Nb, 0/01-0,10% ванадію (V), переважно 0,03 0,08% V, 0,3 - 0,6% молібдену (Мо), 0-1,0% хрому (Сг), 0,005 - 0,03% титану (Ті), переважно 0,015 0,02% Ті, 0 - 0,06% алюмінію (АІ), переважно 0,001 0,06% (АІ), 0 - 0,006% кальцію (Са), 0 - 0,02% рідкісноземельних металів (РЗМ), 0 - 0,006% магнію (Мд), і додатково відрізняється тим, що Се>0,7 і Рем>0,35 Альтернативно, вказаний вище ХІМІЧНИЙ склад модифікують, причому він включає 0,00050,0020мас% бору, переважно 0,0008-0,0012мас % бору, а зміст молібдену становить 0,2-0,5мас % Для сталі даного винаходу, що практично не містить бору, переважно значення Се більше, ніж 8 приблизно 0,5 і менше, ніж приблизно 0,7 Для сталі даного винаходу, що містить бор, переважно значення Се більше, ніж приблизно 0,3 і менше, ніж приблизно 0,7 Крім того, зміст добре відомих домішок азоту (N), фосфору (Р) і сірки (S) в сталі переважно мінімізований, навіть якщо деяка КІЛЬКІСТЬ азоту бажана для забезпечення часток нітриду титану, що інгібують зростання зерен, як пояснено нижче Концентрація азоту переважно складає приблизно від 0,001 до О.ООбмас %, концентрація сірки не більше, ніж приблизно 0,005мас %, переважно не більше, ніж приблизно 0,002мас %, і концентрація фосфору не більше, ніж приблизно 0,015мас% При такому хімічному складі сталь або практично не містить бору, в тому значенні, що добавка бору відсутня, причому концентрація бору переважно складає менше, ніж приблизно Зм д , переважно менше, ніж приблизно 1м д , або сталь містить добавку бору, як вказано вище ВІДПОВІДНО ДО даного винаходу, переважний спосіб одержання надміцної сталі, що має мікроструктуру, яка складається переважно з дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей, полягає в нагріванні стальної заготовки до температури, достатньої для розчинення практично всіх карбідів і карбонітридів ванадію і ніобію, зменшенні розміру заготовки до листа, шляхом прокатки и один або декілька разів на гарячих вальцях в першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, додатковому зменшенні розміру листа, шляхом прокатки його один або декілька разів на гарячих вальцях у другому температурному інтервалі, нижче за температуру Тнр, тобто, температури, нижче за яку не відбувається рекристалізація аустеніту, і вище за точку перетворення Агз, тобто, температури, при якої аустеніт починає перетворюватися в ферит при охолоджуванні / загартуванні остаточно прокатаного листа до температури щонайменше нижче, ніж точка перетворення Агз, тобто, температури, при якій завершується перетворення аустеніту в ферит або ферит плюс цементит при охолоджуванні, переважно до температури між приблизно 550°С і 150°С і більш переважно до температури між приблизно 500°С і І50°С, припиненні загартування, і охолоджуванні загартованого листа повітрям до температури навколишнього середовища Кожна з величин температури Тнр, точка перетворення Агі і точка перетворення Агз залежить від ХІМІЧНОГО складу стальної заготовки, причому вони легко визначаються або експериментально, або шляхом розрахунку з використанням ВІДПОВІДНИХ моделей Надміцна, низьколегована сталь ВІДПОВІДНО ДО першого переважного втілення винаходу має МІЦНІСТЬ на розрив , переважно рівну щонайменше приблизно 900МПа, більш переважно щонайменше приблизно 930МПа, має мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рел£0£шмартенсит, або їх суміші, і додатково включає дрібні частки осаду цементиту і, необов'язково, ще більш дрібні частки осаду карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену Переважно, дрібнозернистий рейковий 57798 мартенсит включає спонтанно відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит Надміцна, низьколегована сталь у ВІДПОВІДНОСТІ з другим переважним втіленням винаходу має МІЦНІСТЬ на розрив, переважно рівну щонайменше приблизно 900МПа, більш переважно щонайменше приблизно 930МПа, і має мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, і додатково включає бор і дрібні частки осаду цементиту і, необов'язково, ще більш дрібні частки осаду карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію і молібдену Переважно, дрібнозернистий рейковий мартенсит включає спонтанно відпущений дрібнозернистий рейковий мартенсит На фіг 1 схематично показані стадії обробки згідно з даним винаходом з перекриттям різних компонентів мікроструктури, пов'язаних з конкретними поєднаннями часу обробки і температури На фіг2А і 2В приведені електронно - мікроскопічні знімки на просвічування, ВІДПОВІДНО В світлому і темному полі, на яких переважно виявляється мікроструктура спонтанно відпущеного дрібнозернистого рейкового мартенситу для сталі, причому на фіг2В видні частки осаду цементиту, що добре виявилися всередині сітки мартенситу Фіг 3 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому переважно виявляється мікроструктура дрібнозернистого нижчого бейніту для сталі, обробленої при Температурі припинення загартування приблизно рівній 385°С На фіг 4А і 4В приведені електронномікроскопічні знімки на просвічування, ВІДПОВІДНО В світлому і темному полі, сталі, обробленій при Температурі припинення загартування приблизно рівній 385°С, причому на фіг4А показана мікроструктура переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, а на фіг4В продемонстрована наявність часток карбідів молібдену, ванадію і ніобію, що мають діаметр менше, ніж приблизно Юнм Фіг 5 являє собою складову діаграму, що включає графік і електронно-мікроскопічні знімки на просвічування, які демонструють вплив Температури припинення загартування на ВІДНОСНІ величини ударної в'язкості І МІЦНОСТІ на розтягнення для конкретних ХІМІЧНИХ складів бористої сталі, позначеної в табл 2 цього опису як "Н" і "Т" (кружки) і збідненої бористої сталі, позначеної в табл 2 описи як "G" (квадрати), всі згідно з даним винаходом На ординаті приведена ударна енергія по Шарпі в Джоулях, при -40°С (VE40), на абсцисі МІЦНІСТЬ на розтягнення в МПа Фіг 6 являє собою графік, що демонструє вплив на ВІДНОСНІ величини ударної в'язкості і МІЦНОСТІ на розтягнення для конкретних ХІМІЧНИХ складів бористої сталі, позначеної в табл 2 опису як "Н" і "Т" (кружки) і практично не утримуючої бору сталі, позначеної в табл 2 опису як "" (квадрати), все згідно з даним винаходом На ординаті приведена ударна енергія по Шарпі в Джоулях, при 40°С (VE40), на абсцисі - МІЦНІСТЬ на розтягнення в МПа Фіг 7 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється сітчастий мартенсит з дислокаціями в 10 зразку сталі "D", яка була піддана обробці ПНЗ з температурою припинення загартування, рівною приблизно 380°С Фіг 8 являє собою електронно-мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється мікроструктура переважно нижчого бейніту в зразку сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 428°С Всередині сітки бейніту можна побачити орієнтовані в одному напрямку пластинки цементиту, які є характерними для нижчого бейніту Фіг 9 являє собою електронно - мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється мікроструктура вищого бейніту в зразку сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 461 °С Фіг 10А являє собою електронно - мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється область мартенситу (в центрі), оточена феритом, в зразку сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 534°С Всередині фериту, поблизу кордону розділу ферит / мартенсит можна побачити дрібні частки осаду карбіду Фіг 10В являє собою електронно - мікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому виявляється високовуглецевий двійниковий мартенсит в зразку сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 534°С Хоч цей винахід буде описаний в зв'язку з його переважними варіантами втілення, потрібно розуміти, що винахід не обмежується цими варіантами Навпаки, мається на увазі, що цей винахід захищає всі альтернативні, модифіковані і еквівалентні варіанти, які можуть бути охоплені в межах духу і об'єму винаходу, як визначено в прикладеній формулі винаходу ВІДПОВІДНО ДО ОДНОГО задуму даного винаходу, стальну заготовку обробляють за допомогою істотно рівномірного нагріву заготовки до температури, яка достатня для розчинення практично всіх карбідів і карбонітридів ванадію і ніобію, переважно в інтервалі приблизно від 1000 до 1250°С, і більш переважно в інтервалі приблизно від 1050 до 1150°С, першої гарячої прокатки заготовки для переважного зменшення и товщини приблизно на 20-60% з утворенням листа, за один або декілька проходів, в першому температурному інтервалі, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, другої гарячої прокатки для переважного зменшення товщини приблизно на 40-80%, за один або декілька проходів, у другому температурному інтервалі, який небагато нижче першого інтервалу температури, в якому не відбувається рекристалізація аустеніту, і вище за точку перетворення Агз, зміцнення прокатаного листа шляхом загартування з швидкістю, приблизно рівною щонайменше 10°С/сек, переважно щонайменше приблизно 20°С/сек, більш переважно щонайменше приблизно 30°С/сек, ще більш переважно щонайменше приблизно 35°С/сек, від температури не нижче, ніж 12 11 57798 точка перетворення Агз, до Температури припивміст вуглецю менше, ніж приблизно О.ОЗмас %, то нення загартування (ТПЗ), яка щонайменше не ці ефекти зміцнення не виявляються Якщо вміст вище за точку перетворення An, переважно в інвуглецю більше, ніж приблизно О.Юмас %, то тервалі приблизно від 550 до 150°С, і більш пересталь звичайно стає сприйнятливою до холодного важно в інтервалі приблизно від 500 до 150°С, і розтріскування після зварювання в польових умоприпинення загартування, залишаючи товстолисвах, причому знижується ударна в'язкість в товстову сталь охолоджуватися на повітрі до температолистовій сталі і в зоні термічного впливу зварних тури навколишнього середовища, з тим щоб полешвів гшити завершення перетворення сталі в Марганець є істотним для отримання мікропереважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібструктур, необхідних для сталі даного винаходу, нозернистий рейдовий мартенсит, або їх суміші які містять дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібноЯк розуміють фахівці в цій області техніки, викоризернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші, і які стане тут вираження "зменшення товщини в прозумовлюють хороший баланс між МІЦНІСТЮ І ударцентах" означає процент зменшення товщини станою в'язкістю при низькій температурі Для цієї льної заготовки або товстолистової сталі до мети нижня межа вмісту марганцю встановлена зменшення, що обговорюється Тільки З метою біля 1,6мас % Верхня межа встановлена біля прикладу, без обмеження даного винаходу, в пер2,1мас%, оскільки при ВМІСТІ більше, ніж приблизшому температурному інтервалі товщина стальної но 2,1мас%, марганець сприяє осьовій ліквацм в заготовки приблизно 25,4см може бути зменшена безперервно розливної сталі, а також може привеприблизно на 50% (50-процентне зменшення) до сти до погіршення ударної в'язкості стали Більш товщини приблизно 12,7 см, потім у другому темтого при високому ВМІСТІ марганцю спостерігається пературному інтервалі товщина меншає приблизтенденція надмірного збільшення зміцнення сталі, но на 80% (80-процентне зменшення) приблизно в результаті знижується зварюваність в польових до 2,54см умовах за рахунок зменшення ударної в'язкості в зоні термічного впливу зварних швів Наприклад, обертаючись до фіг1, товстолис това сталь, оброблена згідно з цим винаходом, зазнає прокатки 10, що контролюється, у вказаному інтервалі температур (більш детально це описано нижче), потім сталь зазнає загартування 12 від точки початку загартування 14 до Температури припинення загартування (ТПЗ) 16 Після припинення загартування сталі дають охолодитися на повітрі 18 до температури навколишнього середовища, з тим щоб полегшити завершення перетворення сталі в переважно дрібнозернистий нижчий бейніт (в області нижчого бейніту 20), дрібнозернистий сітчастий мартенсит (в області мартенситу 22), або їх суміші Область вищого бейніту 24 і область фериту 26 усунені Для надміцної сталі необхідна наявність безлічі властивостей, які забезпечуються поєднанням легуючих елементів і термомеханічних обробок, звичайно невеликі зміни ХІМІЧНОГО складу сталі можуть привести до значних змін характеристик, що отримуються Нижче пояснена роль різних легуючих елементів і переважних меж їх концентрацій в сталі даного винаходу Вуглець забезпечує матричне зміцнення сталі і зварних з'єднань, незалежно від їх мікроструктури, а також забезпечує дисперсійне зміцнення, головним чином за допомогою утворення малих часток карбідів заліза (цементиту), карбонітридів ніобію [Nb(C,N)], карбонітридів ванадію [V(C, N)] і часток або осадів М02С (вигляд карбіду молібдену), якщо вони досить дрібні і численні Крім того, осадження карбонітридів ніобію, в ході гарячої прокатки, звичайно забезпечує гальмування рекристалізації аустеніту і інгібує зростання зерен, тим самим представляється засобом очищення зерен аустеніту, що приводить до поліпшення показників межі текучості, МІЦНОСТІ на розрив і ударної в'язкості при низькій температурі (наприклад енергії удару у випробуванні по Шарпі) Вуглець також збільшує здібність до зміцнення, тобто, здатність утворювати більш жорсткі і МІЦНІ мікроструктури при охолоджуванні сталі Звичайно, якщо Кремній додають для розкислення і підвищення МІЦНОСТІ сталі Верхня межа вмісту кремнію встановлена біля О.бмас %, для того щоб уникнути значного погіршення зварюваності в польових умовах і ударній в'язкості в зоні термічного впливу, що може бути слідством надмірного вмісту кремнію Для розкислення сталі не завжди необхідний кремній, оскільки для цієї ж мети можна використати алюміній або титан Ніобій додають для того, щоб сприяти очищенню зерен мікроструктури сталі після прокатки, що поліпшує як МІЦНІСТЬ, так і ударну в'язкість Осадження карбонітриду ніобію в ході гарячої прокатки приводить до гальмування рекристалізації і інгібування зростання зерен, тим самим забезпечується засіб для очищення зерен аустеніту Це також може дати додаткове зміцнення в ході остаточного охолоджування за рахунок утворення осаду карбонітриду ніобію У присутності молібдену ніобій ефективно очищає мікроструктуру, пригнічуючи рекристалізацію аустеніту в ході контрольованої прокатки, і зміцнює сталь, забезпечуючи дисперсійне зміцнення і даючи внесок в посилення здібності до зміцнення У присутності бору ніобій дає синергічне поліпшення зміцненості Для досягнення таких ефектів переважно додають щонайменше приблизно 0,01 мас % ніобію Однак при ВМІСТІ ніобію більше, ніж приблизно 0,1мас%, ніобій надає шкідливий вплив на зварюваність і на ударну в'язкість В ЗОНІ термічного впливу, так що переважним вмістом є максимум приблизний 0,1мас% Більш переважно, додають приблизно від 0,03 до О.Обмас % ніобію Титан утворює дрібнозернисті частки нітриду титана і дає внесок в очищення мікроструктури, пригнічуючи укрупнення зерен аустеніту в ході повторного нагріву заготовки Крім того, присутність часток нітриду титану інгібує укрупнення зерен в зоні термічного впливу при зварюванні ВІДПОВІДНО, титан забезпечує поліпшення ударної в'язкості при низькій температурі в зоні основного 14 13 57798 металу і в зоні термічного впливу Оскільки титан здійснено добавками титану або кремнію, причому зв'язує азот у вигляді нітриду титану, він запобігає немає необхідності завжди додавати алюміній погіршуючий дії азоту на зміцненість внаслідок Ванадій надає аналогічну ніобію, але менш вираутворення нітриду бору Переважно, КІЛЬКІСТЬ тижену дію Однак добавка ванадію до надміцним тану, що додається з цією метою, складає щонайсталям дає помітний ефект при введенні в поєдменше приблизно в 3,4 рази більше, ніж КІЛЬКІСТЬ нанні з ніобієм Спільне введення ніобію і ванадію азоту (по вазі) При низькому ВМІСТІ алюмінію (тобдодатково поліпшує чудові властивості сталі згідно то менше, ніж приблизно 0,005мас %) титан утвоз винаходом Хоч переважна верхня межа станорить оксид, який служить як зародок для утворенвить приблизно 0,10мас% ванадію, з точки зору ня фериту всередині зерен в зоні термічного ударної в'язкості В ЗОНІ термічного впливу зварних впливу при зварюванні, і внаслідок цього очищає швів, і отже, зварюваності в польових умовах, мікроструктуру в цих областях Для досягненнях особливо переважним інтервалом є приблизно від цих цілей переважно додають щонайменше при0, 03 до 0,08мас % близно 0,005мас % титану Верхня межа встановМолібден додають для поліпшення зміцненослена на рівні приблизно 0,03мас%, оскільки надміті сталі, і тим самим полегшується утворення мікрний вміст титану приводить до укрупнення часток роструктури нижчого бейніту Сильний вплив молінітриду титану і дисперсійному зміцненню, виклибдену на зміцненість сталі особливо виражений в каному осадженням карбіду титану, причому обиборвміщувальних сталях Коли молібден додають два ці процеси приводять до погіршення ударної разом з ніобієм, молібден посилює пригнічення в'язкості при низькій температурі рекристалізації аустеніту в процесі прокатки, що контролюється, і тим самим він дає внесок в очиМідь збільшує МІЦНІСТЬ ОСНОВНОГО металу і в щення мікроструктури аустеніту Для досягнення зоні термічного впливу зварних швів, однак додацих ефектів КІЛЬКІСТЬ молібдену, доданого в сталь, вання надлишку МІДІ сильно погіршує ударну в'язщо практично не містить бору, і в сталь, що міскість в зоні термічного впливу і зварюваність в тить бор, переважно складає щонайменше припольових умовах Тому верхня межа добавки МІДІ близно О.Змас % і приблизно 0,2мас %, ВІДПОВІДНО встановлена на рівні приблизно 1,0мас % Верхня межа для молібдену встановлюється на Нікель додають для поліпшення властивостей рівні приблизно О.бмас % і приблизно 0,5мас % маловуглецевої сталі, отриманої згідно з даним ВІДПОВІДНО для сталі, що практично не містить бовинаходом, без погіршення зварюваності в польору, і сталі, що містить бор, так як надмірна КІЛЬвих умовах і ударній в'язкості при низькій темпераКІСТЬ молібдену погіршує ударну в'язкість в зоні турі На відміну від марганцю і молібдену, добавки термічного впливу, що утворюється при зварюваннікелю знижують тенденцію до утворення компоні в польових умовах, погіршуючи зварюваність в нентів зміцнених мікроструктур, які погіршують польових умовах ударну в'язкість товстолистової сталі при низькій температурі Виявилося, що Хром звичайно збільшує зміцненість сталі при добавка нікелю в КІЛЬКОСТІ більше, ніж безпосередньому загартуванні Він також збільшує 0,2мас %, є ефективною для поліпшення ударної СТІЙКІСТЬ до розтріскування під дією корозії і водню в'язкості В ЗОНІ термічного впливу зварних швів Як і у разі молібдену, при надлишку хрому, тобто Взагалі, нікель є поліпшуючою добавкою, за виняпонад 1,0мас%, з'являється тенденція до холодтком схильності до сульфідного розтріскування під ного розтріскування після зварювання в польових дією напружень в деяких середовищах, коли вміст умовах і тенденція до погіршення ударної в'язкості нікелю більше, ніж приблизно 2мас % Для сталей, сталі і в зоні термічного впливу, так що, переважодержаних згідно з винаходом, верхня межа встано, максимальний зміст хрому становить приблизновлена на рівні приблизно 1,0мас %, оскільки но 1,0мас % нікель стає легуючим елементом, що дорого кошАзот пригнічує укрупнення зерен аустеніту в тує, причому він може погіршувати ударну в'язкість ході повторного нагріву заготовки і в зоні термічнов зоні термічного впливу зварних швів Крім того, го впливу зварних швів, утворюючи нітрид титану добавка нікелю ефективна для запобігання розтріТому азот дає внесок в поліпшення ударної в'язкоскуванню поверхні, викликаного міддю, в процесі сті при низькій температурі як основного металу, безперервного лиття і гарячої прокатки Добавка так і в зоні термічного впливу зварних швів Для нікелю з цією метою переважно складає більше, цієї мети мінімальний вміст азоту становить приніж приблизно 1/3 від вмісту МІДІ близно 0,001 мас % Верхню межу переважно підтримують на рівні приблизно О.ООбмас %, оскільки АЛЮМІНІЙ звичайно додають в ці сталі з метою надмірний азот збільшує сферу дії поверхневих розкислення Крім того, алюміній є ефективним дефектів заготовки і знижує ефективну здатність засобом очищення мікроструктури сталі АЛЮМІНІЙ бору до зміцнення Крім того, присутність вільного також може грати важливу роль в забезпеченні азоту спричиняє погіршення ударної в'язкості в ударної в'язкості В ЗОНІ термічного впливу, шляхом зоні термічного впливу зварних швів виведення вільного азоту у великі зерна зони термічного впливу, в якій тепло зварювання забезпеКальцій і рідкісноземельні метали (РЗМ) звичує часткове розчинення нітриду титану, внаслідок чайно регулюють форму включень сульфіду марчого виділяється вільний азот Якщо вміст алюміганцю (MnS) і поліпшують ударну в'язкість при нинію дуже великий, тобто приблизно більше зькій температурі (наприклад енергію удару у О.Обмас %, то є тенденція до утворення включень випробуванні по Шарпі) Для регулювання форми типу оксиду алюмінію (АЬОз), які можуть погіршусульфіду бажано мати щонайменше приблизно вати ударну в'язкість сталі, в тому числі в зоні те0,001 мас % кальцію або приблизно 0,001 мас % рмічного впливу Розкислення сталі може бути РЗМ Однак, якщо вміст кальцію перевищує 15 57798 О.ООбмас %, або якщо вміст РЗМ перевищує 0,02мас %, то можуть утворитися великі КІЛЬКОСТІ СаО - CaS (у вигляді оксиду кальцію-сульфіду кальцію) або РЗМ - CaS (у вигляді РЗМ-сульфід у кальцію) і перетворитися у великі кластери і великі включення, які не тільки забруднюють сталь, але також мають шкідливий вплив на зварюваність в польових умовах Переважно, концентрація кальцію обмежена приблизно О.ООбмас %, а концентрація РЗМ обмежена приблизно 0,02мас % У надміцних сталях для трубопроводів може бути особливо ефективним для поліпшення ударної в'язкості і зварюваності зменшення вмісту сірки приблизно нижче за 0,001 мас % і зменшення вмісту кисню приблизно нижче за О.ООЗмас %, переважно приблизно нижче за 0,002мас %, при збереженні величини ESSP переважно вище, ніж приблизно 0,5, і менше, ніж приблизно 10, де ESSP являє собою показник, пов'язаний з регулюванням форми сульфідних включень в сталі, який визначається співвідношенням ESSP - (мас % Са)[1 - 124(мас % О)]/І, 25(мас % S) Магній звичайно утворює дрібно дисперговані частки оксиду, які можуть пригнітити укрупнення зерен і/або сприяти утворенню фериту в зернах в зоні термічного впливу, і тим самим поліпшити ударну в'язкість В ЗОНІ термічного впливу Для того щоб добавка магнію була ефективної, бажано, щоб и КІЛЬКІСТЬ складала щонайменше приблизно 0,0001 мас % Однак, якщо вміст магнію перевищує приблизно О.ООбмас %, утворяться великі частки оксиду і гіршає ударна в'язкість в зоні термічного впливу Бор в невеликих добавках, приблизно від 0,0005 до 0,0020мас % (від 5 до 20м д ), в маловуглецеві сталі (вміст вуглецю менше, ніж приблизно О.Змас %) може різко поліпшити зміцненість таких сталей, сприяючи утворенню сильно зміцнювальних компонентів, бейніту або мартенситу, і в той же час бор сповільнює утворення більш м'яких компонентів, фериту і перліту, в процесі охолоджування сталі від високої температури до температури навколишнього середовища Надлишок бору в КІЛЬКОСТІ приблизно 0,002мас % може сприяти утворенню крихких часток типу борокарбіду заліза, Fe23 (С, В)є Тому переважною верхньою межею вмісту бору є 0,0020мас % Для одержання максимального ефекту у відношенні здібності до зміцнення бажана концентрація бору укладається приблизно між 0,0005 і 0,0020мас% (від 5 до 20м д) Враховуючи викладене вище, можна використати бор, як альтернативу легуючим добавкам, що дорого коштують, для забезпечення мікроструктурної однорідності по всій товщині стальних листів Крім того, бор посилює ефективність дії як молібдену, так і ніобію при збільшенні здатності сталі до зміцнення Отже, добавки бору дозволяють використати композиції сталі з низьким значенням Се, з одержанням високоміцних базових листів Крім того, добавки бору в сталь забезпечують можливість поєднання високої МІЦНОСТІ з чудовою зварюваністю і СТІЙКІСТЮ ДО ХОЛОД НОГО розтріскування Бор також може посилити МІЦНІСТЬ міжзерновий фази, а отже і СТІЙКІСТЬ ДО межзернового розтріскування під дією водню 16 Першою метою термомеханічної обробки згідно з винаходом, яка схематично проілюстрована на фіг1, є досягнення мікроструктури, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші, отриманої перетворенням практично перекристалізованих зерен аустеніту і переважно також що містить дисперсію дрібних часток цементиту Компоненти нижчого бейніту і сітчастого мартенситу можуть бути додатково зміцнені ще більш дрібною дисперсією осадів карбіду молібдену (М02С), карбонітридів ванадію і ніобію, або їх сумішей, і в деяких випадках можуть містити бор Сильно диспергована мікроструктура дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, і їх сумішей забезпечує матеріал з високою МІЦНІСТЮ І хорошою ударною в'язкістю при низькій температурі Для одержання бажаної мікроструктури, по-перше, нагріті зерна аустеніту в стальних заготовках подрібнюються до малих розмірів і, подруге, деформуються і робляться плоскими, так щоб розмір по всій товщині зерен аустеніту став ще меншим, наприклад, переважно менше, ніж приблизно 5-20мкм, і по-третє, ці сплющені зерна аустеніту заповнюються дислокаціями (до високої ЩІЛЬНОСТІ) І зонами зсуву Ці поверхні розділу обмежують зростання фаз, що перетворюються (тобто нижчий бейніт і сітчастий мартенсит), коли товстолистова сталь охолоджується після завершення гарячої прокатки Другою метою є удержання достатньої КІЛЬКОСТІ молібдену, ванадію і ніобію, головним чином в твердому розчині, після охолодження листа, до Температури припинення загартування, так щоб молібден, ванадій і ніобій були доступні для осадження у вигляді Мо2С, Nb (С, N) і Y(C, N) в ході перетворення бейніту або в процесі термічних циклів зварювання, для посилення і збереження МІЦНІСТЬ стала Температура повторного нагріву стальної заготівлі до гарячого плющення повинна бути досить високою, щоб отримати максимальне розчинення ванадію, ніобію і молібдену, і в той же час запобігти розчиненню часток нітриду титану (TiN), які утворилися в ході безперервного розливу сталі і служать для запобігання укрупнення зерен аустеніту до гарячої прокатки Для досягнення цих двох цілей для складів сталі даного винаходу, температура повторного нагріву заготовки до гарячої прокатки повинна складати щонайменше приблизно 1000°С і не вище, ніж приблизно 1250°С Переважно, заготовку повторно нагрівають за допомогою ВІДПОВІДНОГО засобу для підвищення температури практично всієї заготовки, переважно всієї заготовки, до заданої температури, наприклад, вміщуючи цю заготовку в піч на певний час Конкретне значення температури повторного нагріву, яку необхідно використати для будь-якого складу сталі в межах даного винаходу, легко може визначити фахівець в цій області техніки, або експериментальне, або розрахунковим шляхом, використовуючи ВІДПОВІДНІ моделі Крім того, температура печі і час повторного нагріву, який необхідний для підвищення температури практично всієї заготовки до заданого значення можуть бути легко визначені фахівцем в цій області техніки з посиланням на опубліковані промислові стандарти 17 57798 Для будь-якого складу сталі в межах даного винаходу температура, яка визначає кордон між областю рекристалізації і областю, де немає рекристалізації, температура Тнр, залежить від ХІМІЧНОГО складу сталі, і більш конкретно, від температури повторного нагріву до прокатки, концентрації вуглецю, концентрації ніобію і міри зменшення товщини, заданої при проході на вальцях Фахівець в цій області техніки зможе визначити цю температуру для кожного складу сталі, або експериментально, або за допомогою розрахунків по моделі За винятком температури повторного нагріву, яка відноситься практично до всієї заготовки, подані нижче значення температури, на які посилаються при описі способу обробки цього винаходу, представляють собою значення, заміряні на поверхні сталі Температура поверхні сталі може бути виміряна, наприклад, з допомогою оптичного пірометра або будь-якого іншого пристрою, який підходить для вимірювання температури поверхні сталі Приведені тут значення швидкості загартування (охолоджування) відносяться до центра, або практично до центра товщини листа, причому Температура припинення загартування (ТПЗ) є самою високою, або практично найвищою температурою, яка реалізовується на поверхні листа після припинення загартування внаслідок тепла, перенесеного з середини товщини листа Фахівець в цій області техніки зможе визначити необхідну температуру і швидкість потоку гартувальної текучої середи для досягнення підвищеної швидкості охолоджування, звертаючись до опублікованих промислових стандартів Умови гарячої прокатки даного винаходу, в доповнення до операції зменшення розміру дрібних зерен аустеніту, забезпечують збільшення ЩІЛЬНОСТІ дислокацій за допомогою утворення зон деформації в зернах аустеніту, що приводить до додаткового очищення мікроструктури, шляхом обмеження розміру продуктів перетворення, тобто дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого сітчастого мартенситу, в процесі охолоджування, після закінчення прокатки Якщо товщина при прокатці в інтервалі температур рекристалізації меншає нижче за описаний тут інтервал, в той час як товщина при прокатці в інтервалі температур, де немає рекристалізації, збільшується вище за описаний тут інтервал, зерна аустеніту звичайно будуть недостатньо дрібними по розміру, тобто утворяться великі зерна аустеніту, в результаті знижується МІЦНІСТЬ, а також ударна в'язкість сталі і виникає підвищена сприйнятливість до розтріскування під дією водню 3 іншого боку, якщо товщина при прокатці в інтервалі температур рекристалізації збільшується вище за описаний тут інтервал, в той час як товщина при плющенні в інтервалі температур, де немає рекристалізації, меншає нижче за описаний тут інтервал, утворення зон деформації і дислокаційних субструктур в зернах аустеніту може не відповідати забезпеченню достатньої міри очищення продуктів перетворення, коли сталь охолоджується після завершення прокатки Після закінчення прокатки сталь піддають загартуванню від температури переважно не нижче, 18 ніж приблизно точка перетворення Агз, яку припиняють при температурі не вище, ніж точка перетворення Аг-і, тобто при температурі, при якій завершується перетворення аустеніту в ферит або в ферит плюс цементит в ході охолоджування переважно не вище, ніж приблизно 550°С, і більш переважно не вище, ніж приблизно 500°С Звичайно використовують загартування водою, однак для здійснення загартування можна використати будьяку відповідну текучу середу ВІДПОВІДНО ДО даного винаходу звичайно не застосовують тривале охолоджування повітрям між прокаткою і загартуванням, оскільки це перериває звичайний потік матеріалу, що проходить на стадії прокатки і охолоджування на типовому сталепрокатному стані Однак було встановлено, що, перериваючи цикл загартування у відповідному інтервалі температур з подальшим охолоджуванням загартованої сталі холодним повітрям, що має температуру навколишнього середовища, до остаточного стану, одержують особливо ВИГІДНІ компоненти мікроструктури, без переривання процесу прокатки і таким чином з незначним впливом на продуктивність прокатного стану Стальний лист, підданий гарячій прокатці і загартуванню, прямує таким чином на остаточну обробку охолоджуючим повітрям, яка завершується при температурі не вище, ніж точка перетворення Аг-і, яка не вище, ніж приблизно 550°С, і більш переважно не вище, ніж приблизно 500°С Цю остаточну холодну обробку проводять з метою поліпшення ударної в'язкості сталі, забезпечуючи достатньо істотне однорідне осадження часток дрібнодисперсного цементиту по всієї мікроструктурі дрібнозернистого нижчого бейніту і дрібнозернистого рейкового мартенситу Крім того, В залежності від Температури припинення загартування і складу сталі, можуть сформуватися навіть більш тонко дисперговані осаджені частки М02С і карбонітридів ніобію і ванадію, які можуть збільшити МІЦНІСТЬ Товстолистова сталь, яка одержана за допомогою описаного способу, має високу МІЦНІСТЬ І високу ударну в'язкість, при високій однорідності мікроструктури по всій товщині листа, незважаючи на низький вміст вуглецю Наприклад, такий стальний лист звичайно має межу текучості щонайменше приблизно 830МПа, МІЦНІСТЮ на розрив щонайменше приблизно 900МПа і ударною в'язкістю (виміряною при -40°С, наприклад VE40) щонайменше приблизно 120Дж, причому ці властивості прийнятні для використання сталі в трубопроводі Крім того, знижується тенденція розм'якшення в зоні термічного впливу за рахунок наявності і додаткового утворення в процесі зварювання, осадів карбонітридів ніобію і ванадію Більш того значно знижується чутливість сталі до розтріскування під дією водню Зона термічного впливу (ЗТВ) в сталі розвивається в ході термічного циклу, викликаного зварюванням, причому вона може тягнутися приблизно на 2-5мм від лінії розплаву при зварюванні У ЗТВ градієнт температури складає, наприклад, приблизно від 1400 до 700°3, причому цей інтервал охоплює область, в якій звичайно відбуваються явища розм'якшення, від зниженої до більш висо 19 кої температури розмякшення за рахунок високої температури режиму відпустки і розм'якшення за рахунок аустенізацм і повільного охолоджування При знижених температурах, біля 700°С, присутні ванадій, і ніобій, і їх карбіди або карбонітриди, які запобігають або істотно мінімізують розм'якшення за рахунок збереження високої ЩІЛЬНОСТІ дислокацій і субструктур, в той час як при підвищених температурах, біля 850-950°С осаджується додаткова КІЛЬКІСТЬ карбідів або карбонітридів ванадію і ніобію, які мінімізують розм'якшення Сумарний ефект в ході термічного циклу, викликаного зварюванням, полягає в тому, що втрата МІЦНОСТІ В ЗТВ складає менше, ніж приблизно 10%, переважно менше, ніж приблизно 5%, відносно МІЦНОСТІ основної сталі Таким чином, МІЦНІСТЬ В ЗОНІ термічного впливу складає щонайменше приблизно 90% від МІЦНОСТІ основного металу, переважно, щонайменше приблизно 95% від МІЦНОСТІ основного металу МІЦНІСТЬ В ЗТВ зберігається, головним чином, завдяки тому, що загальна концентрація ванадію і ніобію складає більше, ніж приблизно О.Обмас %, а переважно, і ванадій, і ніобій присутній в сталі в концентрації більше, ніж приблизно О.ОЗмас % Як добре відомо з рівня техніки, трубопровід формується з листа, з використанням відомого процесу U-0-E, в якому листу надають U-образну форму ("U"), потім и перетворюють в кільцеву Форму ("0"), і цю 0-форму, після роликового зварювання, розширюють приблизно на 1% ("Е") Формування і розширення, разом з супутніми роботі ефектами зміцнення, забезпечують підвищену МІЦНІСТЬ трубопроводу Нижченаведені приклади служать для ілюстрації описаного вище винаходу Згідно З даним винаходом, переважна мікроструктура складається з переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, дрібнозернистого сітчастого мартенситу, або їх сумішей Конкретно, для найкращого поєднання МІЦНОСТІ і ударної в'язкості, і СТІЙКОСТІ до розм'якшення в ЗТВ, більш переважна мікроструктура складається з переважно дрібнозернистого нижчого бейніту, зміцненого в доповнення до часток цементиту дрібнодисперсним і стабільним сплавом карбідів, що містить молібден, ванадій, ніобій або їх суміші Конкретні приклади цих мікроструктур представлені нижче Вплив Температури припинення загартування на мікроструктуру 1 Борвмісні сталі з достатньою здібністю до зміцнення Мікроструктура сталі, обробленої в процесі перерваного безпосереднього загартування (ПНЗ) при швидкості загартування приблизно від 20°С/с до 35°С/с, в основному регулюється здатністю сталі до зміцнення, яка визначається такими композиційними параметрами, як вуглецевий еквівалент Се і Температура припинення загартування Борвмісні сталі з достатньою здібністю до зміцнення для товстолистової сталі, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного винаходу, а саме, з Се більше, ніж приблизно 0,45 і менше, ніж приблизно 0,7 особливо придатні для обробки в ПНЗ, забезпечуючи розширені можливості обробки для одержання цільових мікроструктур (краще, переважно дрібнозернистий нижчий бейніт) і механічних властивостей Значення ТПЗ 57798 20 для цих сталей може знаходитися в широкому інтервалі, переважно приблизно від 550 до 150°С, і при цьому ще утворяться ЦІЛЬОВІ мікроструктури і властивості Коли ці сталі обробляють в ПНЗ при низькій Температурі припинення загартування, а саме приблизно при 200°С, їх мікроструктура представляє собою переважно спонтанно відпущений рейковий мартенсіт Коли ТПЗ зростає приблизно до 270°С, мікроструктура трохи відрізняється від тієї, яка була при ТПЗ біля 200°С, за винятком слабого укрупнення часток спонтанно відпущеного сітчастого мартенситу У мікроструктурі зразка, обробленого при ТПЗ приблизно 295°С, виявлена суміш сітчастого мартенситу (основна частина) і нижчого бейніту Однак, для рейкового мартенситу спостерігається значний спонтанний відпуск, що приводить до добре розвинених часток спонтанно відпущеного цементиту Обернемося тепер до фіг 5, де на мікрофотографії 52 приведені мікроструктури згаданих вище сталей, оброблених при ТПЗ біля 200°С, біля 270°С і біля 295°С Знову розглянемо фіг2А і 2В, на яких приведені мікрофотографії в світлому і темному полі, що демонструють наявність великих часток цементиту при ТПЗ біля 295°С Ці особливості сітчастого мартенситу можуть привести до деякого зниження межі текучості, однак МІЦНІСТЬ сталі, показаної на фіг2А і 2В, ще відповідає вимогам для трубопроводу Обернемося тепер до фіг 3 і 5 при збільшенні ТПЗ до значення приблизно 385°С мікроструктура сталі являє собою переважно нижчий бейніт, як видно з фіг 3 і мікрофотографії 54 на фіг 5 На фіг 3, електронномікроскопічному знімку на просвічування в світлому полі, виявляються характерні осаджені частки цементиту в матриці нижчого бейніту У сплавах цього прикладу мікроструктура нижчого бейніту характеризується чудовою стабільністю в ході термічного впливу, яка чинить опір розм'якшенню навіть в дрібнозернистій і міжкритичній зоні термічного впливу при зварюванні Це можна пояснити наявністю дуже дрібного сплаву карбонітридів, що містять молібден, ванадій і ніобій На фіг 4А і 4В приведені електронномікроскопічні знімки на просвічування, ВІДПОВІДНО В світлому і темному полі, які демонструють наявність часток карбідів, що мають діаметр менше, ніж приблизно ІОнм Ці дрібні частки карбідів можуть забезпечити значне збільшення межі текучості На фіг 5 представлене зведення спостережень мікроструктур і властивостей, одержаних на зразку бористої сталі з переважними варіантами ХІМІЧНОГО складу Цифри під точками експериментальних даних означають Температуру припинення загартування в градусах Цельсію, при якій отримані ці дані Для цієї конкретної сталі, при збільшенні ТПЗ вище за 500°С, наприклад, приблизно до 515°С, переважним компонентом мікроструктури стає вищий бейніт, як видно з мікрофотографії 56 на фіг 5 Крім того, при ТПЗ біля 515°С утвориться невелика, але помітна КІЛЬКІСТЬ фериту, що також ілюструється мікрофотографією 56 на фіг 5 Сумарним результатом є те, що істотно знижується МІЦНІСТЬ, без ВІДПОВІДНОГО поліпшення ударної в'яз кості У цьому ДОСВІДІ було встановлено, що 21 потрібно уникати значних кількостей вищого бейніту і особливо переважання мікроструктур вищого бейніту, щоб одержати хороше поєднання МІЦНОСТІ І ударної в'язкості 2 Борвмісні сталі збідненого складу Коли борвмісні сталі збідненого складу (Се менше, ніж приблизно 0,5 і більше, ніж приблизно 0,3) обробляють в ПНЗ, отримуючи стальні листи, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного винаходу, мікроструктури, що утворюються можуть містити різні КІЛЬКОСТІ проевтектоідного і евтектоідного феритів, які являють собою набагато більш м'які фази, ніж мікроструктури сталі нижчого бейніту і сітчастого мартенситу Для досягнення цілей даного винаходу по МІЦНОСТІ, загальна КІЛЬКІСТЬ М'ЯКИХ фаз повинна бути меншою, ніж приблизно 40% У межах цього обмеження феритвмісні бористі сталі, оброблені в ПНЗ, можуть забезпечити досить привабливе значення ударної в'язкості при високому рівні МІЦНОСТІ, ЯК показано на фіг 5 для більш збідненої, борвмісної сталі з ТПЗ приблизно 200°С Ця сталь характеризується сумішшю фериту і спонтанно відпущеним рейковим мартенситом, причому остання фаза переважає в цьому зразку, як видно з мікрофотографії 58 на фіг 5 3 Сталі з достатньою зміцненістю, що практично не містять бору Для сталей даного винаходу, що практично не містять бору, потрібний підвищений вміст інших легуючих елементів, в порівнянні з борвмісними сталями, для того щоб досягнути той же самий рівень зміцненості Тому ці сталі, що практично не містять бору, характеризуються високим вуглецевим еквівалентом, переважно більше, ніж приблизно 0,5 і менше, ніж приблизно 0,7, для того щоб їх можна було ефективно обробити і одержати прийнятну мікроструктуру і властивості для листів стали, що мають переважну товщину для товстолистової сталі даного винаходу На фіг 6 приведені дані вимірювань механічних властивостей, одержані для сталі, що практично не містить бору, з переважними варіантами ХІМІЧНОГО складу (квадрати), які зіставлені з даними механічних властивостей для борвмісних сталей даного винаходу (кружки) Цифри у кожної експериментальної точки означають Температуру припинення загартування (в °С), при якій одержані ці дані Були проведені дослідження властивостей мікроструктури для сталі, що практично не містить бору При ТПЗ, рівній 534°С мікроструктура сталі являє собою переважно ферит з осадами плюс вищий бейніт і двійниковий мартенсит При ШЗ рівній 461 °С мікроструктура являє собою переважно вищий і нижчий бейніт При ТПЗ рівній 428°С мікроструктура являє собою переважно нижчий бейніт з осадами При ТПЗ рівній 380° і 200°С мікроструктура являє собою переважно сітчастий мартенсит з осадами У цьому прикладі було встановлено, що потрібно уникати значних кількостей вищого бейніту і особливо переважання мікроструктур вищого бейніту, щоб одержати хороше поєднання МІЦНОСТІ І ударної в'язкості БІЛЬШ ТОГО, також потрібно уникати дуже високих значень Температури припинення загартування, оскільки змішані мікроструктури фериту і двійникового мартенситу не забезпечують 57798 22 хороше поєднання МІЦНОСТІ І ударної в'язкості Коли сталі, що практично не містять бору, обробляють в ПНЗ при Температурі припинення загартування приблизно 380°С, їх мікроструктура являє собою переважно сітчастий мартенсит, як показано на фіг 7 3 цього електронно-мікроскопічного знімка на просвічування в світлому полі, видна чітка, паралельна сітчаста структура з високою ЩІЛЬНІСТЮ дислокацій, за рахунок якої досягається висока МІЦНІСТЬ цієї структури Передбачається, що ця мікроструктура є бажаною з точки зору високої МІЦНОСТІ і ударної в'язкості Однак примітаю, що ударна в'язкість не так велика, в порівнянні з тією, що досягається для мікроструктур з переважно нижчим бейнітом, одержаних в борвмісних сталях даного винаходу при еквівалентних значеннях Температури припинення загартування в ПНЗ, або, звичайно, при Температурах припинення загартування таких низьких, як приблизно 200°С Коли ТПЗ збільшується приблизно до 428°С, мікроструктура сталі швидко змінюється від структури, що містить рейковий мартенсит, до структури, що містить переважно нижчий бейніт На фіг 8, електронно-мікроскопічному знімку на просвічування в світлому полі, в зразку сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 428°С, виявлені характерні осаджені частки цементиту в матриці нижчого бейніту У сплавах цього зразка мікроструктура нижчого бейніту характеризується ВІДМІННОЮ стабільністю при термічному впливі, СТІЙКІСТЮ до розм'якшення, навіть в дрібнозернистій, і субкритичній, і межкритичній зоні термічного впливу в зварних виробах Це можна пояснити наявністю дуже дрібних сплавних карбонітридів, типу що містять молібден, ванадій і ніобій Коли Температура припинення загартування підвищується приблизно до 460°С, мікроструктура сталі з переважно нижчим бейнітом, замінюється на іншу, що містить суміш вищого і нижчого бейніту Як можна було чекати, це підвищення Температури припинення загартування приводить до зниження МІЦНІСТЬ Це зниження МІЦНОСТІ супроводиться падінням ударної в'язкості, що приписується наявності значної об'ємної частки вищого бейніту На фіг 9 представлений електронномікроскопічний знімок на просвічування в світлому полі, на якому показана область зразка сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 461 °С На мікрофотографії проявляється сітка вищого бейніту, яка відрізняється наявністю пластинок цементиту на кордонах феритних сіток бейніту При ще більш високій Температурі припинення загартування, наприклад 534°С, мікроструктура сталі складається з суміші осаду, що містить ферит і двійниковий мартенсит Епектронномікроскопічні знімки на просвічування в світлому полі, представлені на фіг 10А і 10В, взяті з областей зразка сталі "D" (згідно табл 2 опису), яка була піддана обробці ПНЗ з Температурою припинення загартування, рівною приблизно 534°С У цьому зразку утворюється значна КІЛЬКІСТЬ фериту, що містить осад, поряд з крихким двійниковим марте 23 57798 нситом Сумарним результатом є те, що істотно знижується МІЦНІСТЬ, без ВІДПОВІДНОГО поліпшення ударної в'язкості Для одержання прийнятних властивостей сталей даного винаходу, що практично не містять бору, пропонується ВІДПОВІДНИЙ інтервал Температури припинення загартування, переважно від 200° до 450°С, при цьому утворюються бажані структури і властивості сталі При температурі нижче приблизно 150°С, сітчастий мартенсит є дуже жорстким для оптимальної ударної в'язкості, в той час як при температурі вище приблизно 450°С, спочатку в сталі утвориться дуже багато вищого бейніту і послідовно зростаючі КІЛЬКОСТІ фериту, з шкідливим осадом, і остаточно утвориться двійниковий мартенсит, який приводить до поганої ударної в'язкості цих зразків Властивості мікроструктури цих сталей, що практично не містять бору, є результатом не так бажаних характеристик перетворень в сталі при безперервному охолоджуванні У відсутність добавки бору утворення зародків фериту не заглушується так ефективно, як у випадку борвмісної сталі У результаті, при високих значеннях Температури припинення загартування спочатку утворяться значні КІЛЬКОСТІ фериту в ході перетворення, що спричиняє розділення вуглецю в аустеніті, що залишився, який в подальшому перетворюється у високовуглецевий двійниковий мартенсіт Подруге, у відсутність добавки бору в сталь, аналогічно не заглушується перетворення у вищий бейніт, що приводить до небажаним змішаним мікроструктурам вищого і нижчого бейніту, які не мають ВІДПОВІДНИХ властивостей ударної в'язкості Проте, у випадку коли в сталепрокатному цеху немає досвіду послідовного виробництва борвмісної сталі, обробку в ПНЗ ще можна ефективно використати для одержання сталей з винятковою МІЦНІСТЮ І ударною в'язкістю, при умові дотримання сформульованих вище правил при обробці цих сталей, особливо відносно Температури припинення загартування Стальні заготовки, оброблені згідно з даним винаходом, переважно піддають відповідному повторному нагріву до прокатки, для того щоб викликати бажані впливи на мікроструктуру Метою повторного нагрівання є значне розчинення в аустеніті карбідів і карбонітридів молібдену, ніобію і ванадію, з тим щоб ці елементи могли повторно осадитися пізніше, в ході обробки сталі, в більш бажаному вигляді, тобто у вигляді дрібних часток в аустеніті або в продуктах перетворення аустеніту, до загартування, а також при охолоджуванні і зварюванні У даному винаході повторне нагрівання здійснюють при температурах в інтервалі приблизно від 1000 до 1250° С, і переважно приблизно від 1050 до 1150°С Розробка складу сплаву і його термомеханічна обробка пристосовані для одержання такого балансу відносно сильних агентів формування карбонітридів, особливо ніобію і ванадію приблизно одна третина цих елементів пере 24 важно осаджується в аустеніті до загартування, приблизно одна третина цих елементів переважно осаджується в продуктах перетворення аустеніту при охолоджуванні після загартування, приблизно одна третина цих елементів переважно залишається в твердому розчині, щоб вони були доступні для осадження в зоні термічного впливу, для того щоб поліпшити процес звичайного розм'якшення, що спостерігається в сталях, що мають межу текучості більше, ніж550МПа Режим прокатки, використаний для одержання зразків сталі, поданий в таблиці 1 Прохід Товщина після проходу, MM Температура, С 0 100 1240 1 90 2 80 3 70 1080 4 60 930 5 45 6 ЗО 7 20 827 Ці зразки сталі загартовували від кінцевої температури прокатки до Температури припинення загартування з швидкістю охолоджування 35°С/секунда, з подальшим охолоджуванням повітрям до температури навколишнього середовища При цій обробці ПНЗ отримують бажану мікроструктуру, що містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий сітчастий мартенсит, або їх суміші Звертаючись знову до фіг 6, можна бачити, що можна підготувати склад і отримати сталь D (табл 2), яка практично не містить бору (нижній ряд експериментальних точок, сполучених пунктирною ЛІНІЄЮ), а також сталі Н і І (табл 2), які містять задану невелику КІЛЬКІСТЬ бору (верхній ряд експериментальних точок, між паралельними ЛІНІЯМИ), таким чином, що ці сталі мають МІЦНІСТЬ на розтягнення більше за 900МПа і ударну в'язкість при -40°С понад 120Дж, наприклад, VE40, понад 120Дж У кожному випадку одержана сталь характеризується переважно дрібнозернистим нижчим бейнітом і/або дрібнозернистим сітчастим мартенситом Як показано експериментальною точкою, поміченою "534" (означає Температуру припинення загартування в градусах Цельсію, при якій отримано цей зразок), коли технологічні параметри знаходяться поза межами способу даного винаходу, мікроструктура (ферит з осадами плюс вищий бейніт і/або двійниковий мартенсит або сітчастий мартенсит), що утворилася не є цільовою мікроструктурою сталі даного винаходу, причому МІЦНІСТЬ на розтягнення або ударна в'язкість, або обидва показники стають гірше заданих меж для застосування сталі в трубопроводах Приклади сталей, складених ВІДПОВІДНО ДО даного винаходу, приведені в таблиці 2 Сталі, позначені як "А" - "D", практично не містять бору, тоді як зразки "Е" - "І" містять добавку бору 25 57798 26 Таблиця II Склад експериментальних сталей Маркірування етапі С S1 Ми Кі Си Сг А 0050 П07 1.79 035 — 0.6 В 0.W9 0.07 1.7S 0.35 ... Об С О0ТІ 0,07 1.79 0,35 .... 0.6 D 0072 (Ш 1.57 Q33 0.4 06 £ 0.049 0.07 1.61 0.35 Вміст домішки (мас.%) V 0.049 0.07 1.80 0.35 _. ... V кь 00 0 елзо .3 озо 0.031 0.DS9 030 П.030 0Л59 0-46 ода G.052 0.2В 0,030 G.Q60 0.20 0.033 0.060 G 0.065 ОЛЇ 1.81 0 35 ... ... 0.20 а