UA57797C2 - Низьколегована, боровмісна сталь - Google Patents

Abstract

Боровмісна сталь з високою міцністю, яка має міцність на розрив щонайменше приблизно 900 МПа (130 тис. фунтів/ кв. дюйм), ударну в’язкість, виміряну за допомогою ударного тесту з V - подібним надрізом по Шарпі при температурі - 40 °С щонайменше приблизно 120 джоулей ( 90 футо - фунтів), та мікроструктуру, яка містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит або їх суміші, перетворену з, по суті, неперекристалізованих зерен аустеніту та приготовлену шляхом нагрівання стальної плоскої заготовки до необхідної температури; обтиску цієї заготовки для формування смуги з одним або більшою кількістю проходів гарячої прокатки в першому діапазоні температур, в якій аустеніт перекристалізується; додаткового обтиску вказаної смуги за один або більшу кількість проходів гарячої прокатки в другому діапазоні температур, який нижче вказаного першого діапазону температур та вище температури, при якій аустеніт починає перетворюватися в ферит під час охолодження (10); гартування (12) при різкому охолодженні вказаної смуги до необхідної температури (16) зупинки гартування; та припинення вказаного гартування та охолодження (18) вказаної смуги повітря до температури навколишнього середовища.

Description

Опис винаходу

Цей винахід відноситься до придатної для зварювання сталі з високою міцністю та листа, що отримують з неї, а також до трубопроводу, що виготовляють з листа. Більш конкретно, цей винахід відноситься до надвисокоміцних, маючих високу в'язкість, зварюваних низьколегованих сталей для трубопровідних труб, у яких втрати границі міцності в зоні термічного впливу (ЗТВ) мінімізовані відносно решти частини трубопроводу, та до способу отримання стального листа, який є попередником трубопроводу.

ПОПЕРЕДНІЙ РІВЕНЬ ТЕХНІКИ

70 Відомо, що трубопровід з найвищою границею плинності в промисловій експлуатації має границю плинності приблизно 550МПа (80 кілофунтів-на квадратний дюйм (кфн-с/кв.д)). Промислове виготовляється сталь для трубопроводів, що має більш високу границю міцності, зокрема, до 690МПа (1ООкфн-с/кв.д), але, як вказують автори винаходу, вона не знайшла промислового застосування для виготовлення трубопровідної труби. Крім того, як описали Ку (Коо) та Лутон (І шоп) в патентах США МоМо5545269,5545270 та 5531842, виявлено, що 79 практично вигідно отримувати надвисокоміцні сталі, що мають границі плинності, щонайменш, приблизно 830МПа (120Окфн-с/кв.д) та границі міцності при розтягненні, щонайменше, приблизно 900МПа (1ЗОкфн-с/кв.д), в якості попередників трубопроводної труби. Границі міцності сталей, що описані Ку та Лутоном в патенті США

Мо55452269, досягаються за рахунок балансу між хімічним складом сталі та способами обробки, внаслідок чого отримується, по суті, однорідна мікроструктура, яка містить первинні дрібнозернисті мартенсит та бейніт 20 відпуску, які піддають вторинному зміцненню виділеннями Е-міді та деяких карбідів або нітридів або карбонітридів ванадію, ніобію та молібдену.

В патенті США Мо5545269 Ку та Лутон описують спосіб отримання високоміцної сталі, під час якого сталь загартовують від кінцевої температури гарячої прокатки до температури, що не перевищує 4007С (752"Е), з швидкістю, щонайменше,20"С в секунду (36"Е в секунду), переважно-приблизно 30"С в секунду (54"Е в секунду), с 25 для отримання мікроструктур первинних мартенсита та бейніта. Крім того, досягнення потрібної мікроструктури Ге) та властивостей згідно винаходу, зробленому Ку та Лутоном, необхідно піддавати стальний лист процедурі вторинного зміцнення за допомогою додаткового технологічного етапу, що передбачає відпуск листа, що охолоджується в воді, при температурі, що не перевищує точку Асі фазового перетворення, тобто температуру, при якій починає утворюватися аустеніт під час нагрівання, на протязі періоду часу, достатнього для того, щоб - 30 викликати виділення є-міді та деяких карбідів або нітридів або карбонітридів ванадію, ніобію та молібдену. Ге»)

Додатковий технологічний етап відпуску після гартування значно збільшує вартість стального листа. Тому бажано розробити нові технологічні методології для сталі, які обходяться без етапу відпуску, але які як і - раніше забезпечують бажані механічні властивості. Крім того, етап відпуску, хоч і є необхідним для повторного /-|ч« зміцнення, яке потрібне для отримання бажаних мікроструктур та властивостей, також приводить до відношення

Зо границі плинності до границі міцності на розрив, що перевищує 0,93. З точки зору кращої конструкції юю трубопроводу, бажано зберігати відношення границі плинності до границі міцності при розтягненні нижче, ніж приблизно 0,93, одночасно підтримуючи високі границю плинності та границю міцності на розрив.

Існує потреба в трубопроводах з більш високими границями міцності, ніж ті, що постачають в цей час, для « транспортування сирої нафти та природного газу на великі відстані. Ця потреба викликана необхідністю (і) З7З 70 збільшити ефективність транспортування шляхом використання більш високих тисків газу та (ії) зменшити с витрати на матеріали та прокладання шляхом зменшення товщини стінок та зовнішнього діаметру. В результаті, "з збільшується попит на трубопровідні труби, більш міцні, ніж існуючі в цей час.

Отже, задача цього винаходу є в тому, щоб розробити склад сталі та варіанти обробки для отримання дешевого листа низьколегованої надвисокоміцної сталі та трубопровідної труби, що виготовляється з неї, з отриманням властивостей високої границі міцності без необхідності проведення етапу відпуску для досягнення о повторного зміцнення. Крім того, друга задача цього винаходу є в тому, щоб розробити лист високоміцної сталі -І для конструкції трубопровідної труби, в якому відношення границі плинності до границі міцності при розтягненні нижче, ніж приблизно 0,93. - Проблема, що пов'язана з більшістю високоміцних сталей, тобто сталей, що мають границі плинності, які (Се) 50 перевищують приблизно 550МПа (8Окфн-с/кв.д), полягає у знеміцненні (зм'якшенні) ЗТВ після зварювання. ЗТВ ще може підлягати локальному фазовому перетворенню або відпалу під час термічних циклів, обумовлених зварюванням, що приводить до значного, тобто, що складає до 15 процентів та більше, знеміцненню (зм'якшенню) ЗТВ у зрівнянні з основним металом. Хоч отримані надвисокоміцні сталі з границями плинності 830МПа (12Окфн-с/кв.д) або більше, ці сталі, як правило, страждають нестачею в'язкості, необхідної для 99 трубопровідної труби, тому що такі матеріали мають відносно високий Рет (добре відомий технічний термін, що

ГФ) застосовується для виражання зварюваності), як правило, перевищуючий приблизно 0,35. т Таким чином, ще однією задачею цього винаходу є те, щоб розробити лист низьколегованої надвисокоміцної сталі яка є попередником трубопроводу, що має границю плинності, щонайменше, приблизно 690МПа (10Окфн-с/кв.д), міцність при розтягненні, щонайменше, приблизно, 9З00МПА, (1ЗОкфн-с/кв.д) та достатню 60 в'язкість для прикладань при низьких температурах, тобто нижче приблизно - 40"С (-40"Р), з одночасним підтриманням відповідної якості продукту та мінімізацією втрат границі міцності в ЗТВ під час термічного циклу, обумовленого зварюванням.

Додатковою задачею цього винаходу є те, щоб розробити надвисокоміцну сталь з в'язкістю та зварюваністю, достатніми для трубопроводу, та що має Рст менш, ніж приблизно 0,35. Хоч і Рст, і Сед (вуглецевий бо еквівалент), інший добре відомий промисловий термін, що застосовується для виражання зварюваності, широко застосовуються у контексті зварюваності, вони також відбивають загартованість сталі, так як ними керуються під час оцінки схильності сталі до отримання твердих мікроструктур в основному металі. У тому розумінні, в якому вони вживаються в цьому описі, Рст визначається наступним // чином:

Рет-мас.оСт(мас. до) ЗОн(мас.зоМпмас.оСивмас. ост) 20-н(мас. 90 Мі) бОонмас.оМо)/15:(мас.90м)/10--5(мас.Уо

В); а Сед визначається наступним чином:

Сед-мас.боСн(мас.ооМп)/бн(мас.ЗоСтмас.зоМпмас.звмМ)у5нмас. оС ивмас. о Мі)/15.

СТИСЛЕ ВИКЛАДЕННЯ СУТІ ВИНАХОДУ

Як описано в патенті Мо5545269, виявлено, що в умовах, що там описані, етап закалки в воді до температури, /0 що не перевищує 400"С (752"Р) (переважно, до температури навколишнього середовища), з наступною остаточною прокаткою надвисокоміцних сталей неможливо заміняти охолодженням на повітрі, так як в таких умовах охолодження на повітрі може викликати перетворення аустеніту в агрегати фериту і/або перліту, що приводить до втрати границі міцності сталей.

Також встановлено, що припинення охолодження таких сталей в воді при температурах, що перевищують 75. 20072 (752"Г), може викликати незадовільне зміцнення при фазовому перетворенні під час охолодження, таким чином знижуючи міцність сталей.

В стальних листах, отриманих способом, що описаний в патенті США Мо5545269, застосовують відпуск після охолодження в воді, наприклад, шляхом повторного нагрівання до температур в діапазоні від приблизно 4007 до приблизно 7007С (752"Р-1292"Р) на протязі попередньо визначених інтервалів часу для отримання Вівномірного зміцнення по всьому стальному листу та підвищення в'язкості сталі. Добре відомим випробуванням для вимірювання в'язкості сталей є ударне випробування зразків з М-подібним надрізом по Шарпі, Одним з вимірювань, яке можливо отримати, застосовуючи ударне випробування зразків з М-подібним надрізом по Шарпі, є енергія, що поглинається під час зруйнування стального зразка (енергія удару) при заданій температурі, наприклад, енергія удару при -407С (-40"Р), (МЕ до). сч

Внаслідок розробок, що описані в патенті США Мо5545269, зроблено відкриття, що можливо отримати надвисокоміцну сталь з високою в'язкістю без необхідності дорогого етапу остаточного відпуску. Виявлено, що і) цього результату можливо досягти шляхом переривання гартування у конкретному температурному діапазоні, який залежить від хімічного складу сталі, після чого мікроструктура, яка вміщує в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, створюється ї- зо при температурі охолодження, що переривається, або після наступного охолодження на повітрі до температури навколишнього середовища. Також зроблено відкриття, що ця нова послідовність етапів обробки забезпечує б» дивний та несподіваний результат у вигляді листів сталі з ще більш високою границею міцності та в'язкості, М ніж досягнуті раніше.

Згідно з викладеними вище задачами цього винаходу, розроблена методологія обробки, що зветься тут - з5 перериваєме гартування з цементаційного нагрівання (ПЗЦН), під час якої лист низьколегованої сталі бажаного ю хімічного складу швидко охолоджують у кінці гарячої прокатки шляхом гартування за допомогою придатного рідкого середовища, наприклад, води до температури припинення гартування (ТПГ) з наступним охолодженням на повітрі до температури навколишнього середовища для отримання мікроструктури, що вміщує в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші. В « тому розумінні, в якому він застосовується в описі цього винаходу, термін тартування" відноситься до з с прискореного охолодження будь-якими засобами, внаслідок чого застосовується рідке середовище, що вибирається по його схильності збільшувати швидкість охолодження сталі, у протилежність охолодженню сталі ;» на повітрі до температури навколишнього середовища.

Цей винахід забезпечує сталі, що мають здатність витримувати режим швидкості охолодження та параметри

ХТПГ,, які сприяють забезпеченню зміцнення, для конкретного процесу гартування, який зветься ПЗЦН, з с наступною фазою охолодження на повітрі для отримання мікроструктури, що містить в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, в готовому ш- листі. -І В цій галузі техніки добре відомо, що добавки малих кількостей бора, які складають десь 5-20 частин на мільйон частин складу (5-20ч/млн), можуть мати значний вплив на загартованість низьковуглецевих і, низьколегованих сталей, Тому добавки бора в сталь ефективно використовували в минулому для отримання

І твердих фаз, наприклад, мартенсита в низьколегованих сталях з низьколегованим хімічним складом, тобто низьким вуглецевим еквівалентом, для дешевих високоміцних сталей з чудовою в'язкістю. Однак, забезпечити відповідне регулювання бажаних невеликих добавок бора непросто. Для цього необхідно технічно удосконалене дв сталеплавильне устаткування та "ноу-хау". Цей винахід забезпечує діапазон хімічних складів сталі з добавками та без добавок бора, яку можливо оброблювати за методологією ПЗЦН для отримання бажаних мікроструктур та (Ф, властивостей. ка Згідно з цим винаходом, досягається баланс між хімічним складом сталі та способом обробки, в результаті чого забезпечується виготовлення листів високоміцної сталі, що мають границю плинності, щонайменше, во приблизно 690МПа (10Окфн-с кв.д), найкраще - щонайменше, приблизно 760МПа (11Окфн-с/кв.д), а ще краще - щонайменше, приблизно 830МПа (12Окфн-с/кв.д), та, найкраще, відношення границі плинності до границі міцності під час розтягнення менше, ніж приблизно 0,93, більш краще-менше, ніж приблизно 0,90, а ще краще-менше, ніж приблизно 0,85, з якої можливо отримати трубопровід, В цих листах сталі після зварювання в додатках, що пов'язані з трубопроводними трубами, втрати границі міцності в ЗВТ менше, ніж приблизно 10965, 65 Краще менше, ніж приблизно 595, відносно границі міцності основної сталі. Крім того, ці листи надвисокоміцної низьколегованої сталі, придатні для виготовленння трубопроводу, мають товщину переважно, щонайменше,

приблизно 1Омм (0,39 дюйма), краще-цонайменше, приблизно 15мм (0,59 дюйма), а ще краще -цдцонайменше, приблизно 20мм (0,79 дюйма). Далі, ці листи надвисокоміцної низьколегованої сталі або містять, або не містять доданий бор, або, в конкретних цілях, містять доданий бор в кількостях від приблизно 5 частин на мільйон частин складу (бч/млн) до приблизно 20 частин на мільйон частин складу (20ч/млн), краще від приблизно 8 частин на мільйон частин складу (8ч/млн) до приблизно 12 частин на мільйон частин складу (12ч/млн). Якість виробів типу трубопровідних труб залишається, по суті, задовільним та, як правило, не знижується з-за водневого розтріскування. Краща готова сталь має, по суті, однорідну мікроструктуру, яка краще містить в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх 7/0 суміші. Дрібнозернистий рейковий мартенсит краще містить дрібнозернистий рейковий мартенсит самовідпуску.

В тому розумінні, в якому він застосовується в описі цього винаходу, термін "в якості домінуючих компонентів" означає, щонайменше, 50 об'ємних процентів. Інша частина мікроструктури може містити додатковий дрібнозернистий нижній бейніт, додатковий дрібнозернистий рейковий мартенсит, верхній бейніт або ферит.

Найкраще, мікроструктура містить, щонайменше, від приблизно 60 об'ємних процентів до приблизно 80 об'ємних /5 процентів дрібнозернистого нижнього бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенсита, або їх сумішей. Ще краще, мікроструктура містить, щонайменше, приблизно 90 об'ємних процентів дрібнозернистого нижнього бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу, або їх сумішей.

Ї нижній бейніт, і рейковий мартенсит можуть бути додатково зміцнені виділеннями карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію та молібдену. Ці виділення, особливо ті, які містять ванадій, можуть сприяти

Мінімізації знеміцнення (зм'якшення) ЗТВ, певно - шляхом запобігання скільки-небудь суттєвого зменшення щільності дислокації в зонах, що нагріваються до температур не вище точки А сі фазового перетворення, або шляхом зміцненння, що вноситься включеннями, в зонах, які нагріваються до температур вище точки

Асі фазового перетворення, або обома шляхами.

Лист сталі, що відповідає цьому винаходу, виготовляється шляхом звичайного отримання стального сляба с ов та, в одному конкретному варіанті здійснення, він містить залізо та наступні легуючі елементи, кількість яких вказана нижче вмас.9о: і) 0,03-0,1095 вуглецю (С), краще 0,05-0,099552; 0-0,695 кремнію (51); 1,6-2,190 марганцю (Мп); ч- зо 0-1,0905 міді (Си); 0-1,095 нікелю (Мі), краще 0,2-1,0905 Мі; ме) 0,01-0,1095 ніобію (МБ), краще 0,03-0, Об МБ; М 0,01-0,1095 ванадію (М), краще 0,03-0,08905 М; 0,3-0,695 молібдену (Мо); в. 0-1,0965 хрому (Ст); ю 0,005-0,039о титана (Ті), краще 0,015-0,0290 Ті; 0-0,06905 алюмінію (А), краще 0,001-0,06905 АЇ; 0-0,00695 кальцію (Са); 0-0,0290 рідкісноземельних металів (РЗМ); « 0-0,00695 магнію (Ма); шщ с а також відрізняється тим, що

Седс0,7, та :» Рста0,35,

В альтернативному варіанті, наведений вище хімічний склад змінений та містить у собі 0,0005-0,002Омас.о бора (В), краще 0,0008-0,0012мас.оо В, а вміст Мо складає 0,2-0,5мас.9о. с Для по суті, сталей, що не вміщують бор, які відповідають цьому винаходу, Сед краще більше, ніж приблизно 0,5, та менше, ніж приблизно 0,7. Для боровмісних сталей, Сед краще більше, ніж приблизно 0,3, та менше, ніж 7 приблизно 0,7. -І Крім того, в сталі краще мінімізовані добре відомі домішки азоту (М), фосфору (Р) та сірки (5), хоч деяка

Кількість М усе-таки бажана, як пояснюється нижче, для забезпечення часток нітриду титану, що заважає росту ї-о зерен. Концентрація М краще складає від приблизно 0,001 до приблизно 0,00бмас.9о, концентрація сірки (5) "І краще не перевищує приблизно 0,005мас.9о, найкраще-не перевищує приблизно 0,002мас.бо, а концентрація Р не перевищує приблизно 0,015мас.9о. При цьому хімічному складі сталь або по суті не містить бор, так як доданий бор відсутній, а концентрація бору краще менше, ніж приблизно з частки на мільйон часток складу (Зч/млн), найкраще -менше, ніж приблизно 1 частка на мільйон часток складу (1ч/млн), або сталь містить доданий бор, як вказано вище. о Згідно з цим винаходом, кращий спосіб отримання надвисокоміцної сталі, що має мікроструктуру, яка містить ко в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, полягає в тому, що нагрівають стальний сляб до температури повторного нагріву, достатнього для того, бо щоб розчинити, по суті, всі карбіди та карбонітриди ванадію та ніобію, обтискують стальний сляб для формування листа за один або кілька проходів гарячої прокатки в першому діапазоні температур, в якому рекристалізується аустеніт, додатково обтискують лист за один або кілька проходів гарячої прокатки в другому діапазоні температур нижче приблизно температури Тур тобто температури, нижче якої аустеніт не рекристалізується, та вище точки Агз фазового перетворення, тобто температури, при якій аустеніт починає 65 перетворюватися в ферит під час охолодження, проводять гартування готового прокатаного листа до температури, щонайменше, такої ж низької, як точка Аг. фазового перетворення, тобто температура, при якій завершується перетворення аустеніта в ферит або в ферит плюс цементит під час охолодження, краще-до температури між приблизно 5507 (1022"Е-302"Г), а ще краще до температури між приблизно 5007С та приблизно 1507 (932"Е-302"РГ), припиняють гартування та проводять охолодження загартованого листа на повітрі до температури навколишнього середовища.

Температура Тур, точка Агзу фазового перетворення та точка Ас. фазового перетворення залежать кожна від хімічного складу стального сляба та легко визначаються експериментальним або розрахунковим шляхом з використанням належних моделей.

Надвисокоміцна низьколегована сталь, що відповідає першому кращому конкретному варіанту здійснення 7/0 винаходу, має границю міцності на розрив, що краще складає, щонайменше, 900МПа (1ЗОкфн-с/ кв.д), найкраще щонайменше, 930МПа (1З3Бкфн-с/ кв.д), має мікроструктуру, яка містить в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рійковий мартенсит, або їх суміші, а також містить дрібні виділення цементита та, необов'язково, ще більш дрібнодисперсні виділення карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію та молібдена. Дрібнозернистий рійковий мартенсит краще містить дрібнозернистий рійковий мартенсит /5 бамовідпуску.

Надвисокоміцна низьколегована сталь, що відповідає другому кращому конкретному варіанту здійснення винаходу, має границю міцності при розтягненні, яка краще складає, щонайменше, 900МПа (1ЗОкфн-с/ кв.д), найкраще - щонайменше, 930МПа (1З3Бкфн-с/ кв.д), та має мікроструктуру, що містить дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, а також містить бор та дрібні виділення цементита го та, необов'язково, ще більш дрібнодисперсні виділення карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію та молібдена. Дрібнозернистий рейковий мартенсит краще містить дрібнозернистий рейковий мартенсит самовідпуску.

ОПИС КРЕСЛЕНЬ

Фіг1 наводить умовне зображення етапів обробки, що відповідають цьому винаходу, зі схемою різних сч г Компонентів мікроструктури, які пов'язані з конкретними сполученнями технологічного часу, що минув, та о температури.

Фіг2А та фіг2В зображують, відповідно, мікрознімки, отримані при світлопільному та темнопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, що просвічує, які показують мікроструктуру домінуючого рейкового мартенсита самовідпуску в сталі, що піддали обробці з температурою припинення гартування ї- зо приблизно 2957 (5637), при цьому на фіг.2В видно чіткі виділення цементиту серед рейок мартенситу.

Фіг.3 зображує мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, Ме що просвічує, який показує мікроструктуру домінуючого нижнього бейніту в сталі, яка оброблена при температурі Кк. припинення при світлопільному та темнопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, що просвічує, сталі, яка оброблена при температурі припинення гартування приблизно 38572 (725"Р), при цьому на ї- фіг.АА видно мікроструктуру, яка вміщує в якості домінуючого компонента нижній бейніт, а на фіг.АЮВ8 водно ю присутність часток карбідів Мо, М та МБ, що мають діаметри менше, ніж приблизно 1Онм.

Фіг5 зображує комплексну діаграму, що включає в себе графік та мікрознімки, отриманні за допомогою електронного мікроскопа, що просвічує, ілюструючи вплив температури припинення гартування на відносні значення в'язкості та границі міцності при розтягненні для конкретних хімічних складів боровмісних сталей, « які позначені в наведеній тут таблиці Ії літерами "Н" та "І" (кільця), та низьколегованої боровмісної сталі, з с що позначена в наведеній тут таблиці ІІ літерою "с" (квадратики), причому всі ці сталі відповідають цьому . винаходу. Енергія удару по Шарпі при -407С (-40"Р), (мЕ 40), в джоулях, відкладена по ординаті, границя и? міцності, в МПа, відкладена по абсцисі.

Фіг.6 зображує графік, який ілюструє вплив температури припинення гартування на відносні значення

В'яЗзКОСТІ та границі міцності на розрив для конкретних хімічних складів боровмісних сталей, які позначені в с наведеній тут таблиці ІЇ літерами "Н" та "І" (кільця), та сталі, які по суті не містять бор, позначений в наведеній тут таблиці ІІ літерою "0" (квадратики), причому всі ці сталі відповідають цьому винаходу. Енергія

Ш- удару по Шарпі при -407С (-40"Р), (мЕдо) в джоулях, відкладена по ординаті, границя міцності, в МПа, -І відкладена по абсцисі.

Фіг.7 зображує мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, ік що просвічує, який показує мікроструктуру дислокаційного рейкового мартенсита в зразку сталі "0" (згідно з "М наведеною тут таблицею ІІ), яка піддана ПЗЦН - обробці з температурою припинення гартування приблизно з807с (716"Б).

Фіг.8 зображує мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, дв що просвічує, який показує мікроструктуру, що містить в якості домінуючого компонента нижній бейніт, в зразку сталі "0" (згідно з наведеною тут таблицею ІІ), яка піддана ПЗЦН-обробці з температурою припинення

Ф) гартування приблизно 428"С (802"Р), Серед рейок бейніту можна побачити орієнтовані в одному напрямку ка пластинки цементиту, які є характеристикою нижнього бейніту.

Фіг.9 зображує мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, во який просвічує, що показує верхній бейніт в зразку сталі "0" (згідно з наведеною тут таблицею Ії), яка піддана ПЗЦН-обробці з температурою припинення закалки приблизно 4617 (8627).

Фіг1ОА зображує мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, що просвічує, який показує зону мартенсита (центр), оточену феритом, в зразку сталі "ЮО" 9 згідно з наведеною тут таблицею ІІ), що піддана ПЗЦН-обробці з температурою припинення гартування приблизно 65 5347 (9987). Можна побачити дрібні карбідні виділення в фериті в зоні, яка примикає до межі ферита та мартенсита.

Фіг1оВ зображує мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою електронного мікроскопа, що просвічує, який показує високовуглецевий двійниковий мартенсит в зразку сталі "ЮО" (згідно з наведеною тут таблицею ІЇ), що піддана ПЗЦН-обробці з температурою припинення гартування приблизно 5347 8 (998"Р).

Хоч винахід буде описаний в зв'язку з кращим конкретним варіантом його здійснення, стане ясно, що винахід ними не обмежується. Навпаки, глід вважати винахід таким, що охоплює всі варіанти, модифікації та еквіваленти, які можуть бути замкнені в рамках об'єму домагань винаходу, що визначається доданою формулою винаходу. 70 ДОКЛАДНИЙ ОПИС ВИНАХОДУ

Згідно з одним аспектом цього винаходу, стальний сляб оброблюють наступним чином: нагрівають сляб, по суті, рівномірно до температури, достатньої для розчинення, по суті, всіх карбідів та карбонітридів ванадію та ніобію, краще в діапазоні від приблизно 10007 до приблизно 12507 (1832"Р-2282"Е), а найкраще-в діапазоні від приблизно 10507 до приблизно 11507 (19227Р-2102"г), проводять першу гарячу прокатку сляба з забезпеченням краще від приблизно 20-процентного до приблизно бо-процентного обтиснення (по товщині), для формування сляба за один або кілька проходів в першому діапазоні температур, в якому рекристалізується аустеніт, проводять другу гарячу прокатку з забезпеченням від приблизно 40-процентного до приблизно 80-процентного обтиснення (по товщині) за один або кілька проходів в другому діапазоні температур, який трохи нижче, ніж перший діапазон температур, та в якому аустеніт не рекристалізується, та вище приблизно точки

Агз фазового перетворення, зміцнюють лист шляхом гартування прокатаного листа зі швидкістю, щонайменше, приблизно 107"С в секунду (18"Е в секунду), краще - щонайменше, 20"С в секунду (З36"Е в секунду), найкраще-щонайменше, приблизно З30"С в секунду (54"Е в секунду), а ще краще - приблизно 357"С в секунду (63"Е в секунду), від температури не нижче, ніж точка Агз фазового перетворення до температури припинення гартування (ТПГ), щонайменше, такої ж низької, як точка Аг з фазового перетворення, краще в діапазоні від сч г приблизно 55072 до приблизно 15072 (1022"Р-302"Г), найкраще-в діапазоні від приблизно 5007 до приблизно 15072 (9327Б-302"Р), та припиняють гартування та піддають стальний лист охолодженню на повітрі до і) температури навколишнього середовища, щоб полегшити завершення фазового перетворення сталі з утворенням, в якості домінуючих компонентів, дрібнозернистого нижнього бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенсита, або їх сумішей. Як очевидно для спеціалістів в галузі техніки, в тому розумінні, в якому він М зо застосовується тут, термін "процентне обтиснення по товщині (процентне зменшення товщини)" відноситься до процентного обтиснення по товщині (процентного зменшення товщини) стального сляба або листа, що б» вказується перед згадуванням терміна "обтиснення". Тільки в цілях пояснення, а не обмеження цього винаходу, М відзначимо, що стальний сляб товщиною приблизно 25,4см (10 дюймів) можна обтискувати приблизно на 5095 (50-процентне обтиснення) в в першому діапазоні температур до товщини приблизно 12,7см (5 дюймів), а потім ї- обтискувати приблизно на 8095 (80-процентне обтиснення) в другому діапазоні температур до товщини ю приблизно 2,5см (1 дюйм).

Наприклад, звертаючись до фіг.1, можна відзначити, що лист сталі, оброблений згідно з цим винаходом, піддають регульованому прокатуванню 10 у вказаних діапазонах температур (як більш детально описано нижче), потім сталь піддають гартуванню 12 від точки 14 початку гартування до температури 16 припинення гартування «

ТП). Після припинення гартування, сталь піддають охолодженню 18 на повітрі до температури навколишнього з с середовища для полегшення фазового перетворення сталі з утворенням, в якості домінуючих компонентів, дрібнозернистого нижнього бейніту (в зоні 20 нижнього бейніту), дрібнозернистого рейкового мартенсита (в зоні ;» 22 мартенсита), або їх сумішей. При цьому обходять зону 24 верхнього бейніту та зону 26 фериту.

Надвисокоміцні сталі обов'язково повинні мати ряд властивостей, та ці властивості отримуються за рахунок бполучення легуючих елементів та термомеханічних обробок; як правило, невеликі зміни в хімічному складі сталі с можуть привести до великих змін в характеристиках продукту. Роль різних легуючих елементів та кращі границі їх концентрацій для цього винаходу описані нижче. ш- Вуглець забезпечує зміцнення матриці в сталях та зварних швах, якою б не була мікроструктура, а також -І забезпечує зміцнення за рахунок виділень, головним чином, за рахунок утворення дрібних карбідів заліза 5р (цементиту), карбонітридів ніобію МЬ (С, М)), карбонітридів ванадію (М (С, М)) та частинок або виділень МооС ік (форма карбіду молібдену), якщо вони досить дрібні та численні. Крім того, виділення МЬ (С, М) під час "М гарячої прокатки, як правило, служать для уповільнювання рекристалізації аустеніту та запобігання росту зерен, забезпечуючи таким чином засіб зменшення розмірів зерен аустеніту та приводячи до підвищення як границі плинності, так і границі міцності при розтягненні та в'язкості при низьких температурах (наприклад, ов енергія удару при випробуванні по Шарпі). Вуглець також підвищує загартованість, тобто здатність до утворення більш твердих та більш міцних мікроструктур у сталі під час охолодження. Як правило, якщо вміст вуглецю (Ф, менше, ніж приблизно О,0Змас.бо, ці зміцнюючі ефекти не досягаються. Якщо вміст вуглецю більше, ніж ка приблизно 0О,1Омас.9о, сталь, як правило, схильна до утворення холодних тріщин після зварювання під час монтажу та зниженню в'язкості в листі сталі та в ЗТВ її зварного шва. во Марганець важливий для отримання мікроструктур, необхідних згідно з цим винаходом, які містять дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, та які забезпечують прийнятний баланс між границею міцності та в'язкості при низьких температурах. З цією ціллю встановлюють нижню границю на рівні приблизно 1,бмас.9о. Верхню границю встановлюють на рівні приблизно 2,1мас.Оо, так як вміст марганцю вище приблизно 2,1мас.9о сприяє ліквації уздовж центральної лінії в сталях, отриманих 65 способом безперервного лиття, та може також привести до погіршення в'язкості сталі. Крім того, високий вміст марганцю відбивається в винятковому підвищенні загартованості сталі та таким чином зменшує зварюваність при монтажі за рахунок зниження в'язкості зони термічного впливу зварних швів.

Кремній додають для розкиснення та підвищення границі міцності. Верхню границю встановлюють на рівні приблизно 0,бмас.95, щоб запобігти значному погіршенню зварюваності при монтажі та в'язкості зони термічного

Впливу (З3ТВ), яке може бути результатом надлишкового вмісту кремнію. Кремній не завжди необхідний для розкиснення, так як ту ж функцію можуть виконувати алюміній та титан.

Ніобій додають, щоб сприяти зменшенню розміру зерен мікроструктури сталі після прокатки, що підвищує як міцність, так і в'язкість. Виділення карбонітридів ніобію під час гарячої прокатки служить для уповільнювання рекристалізації та запобігання росту зерен, забезпечуючи таким чином засіб зменшення розмірів зерен 7/о аустеніту. Це також дає додаткове зміцнення під час остаточного охолодження за рахунок утворення виділень

МЬ (С, М), В присутності молібдену ніобій ефективно поліпшує мікроструктуру, придушуючи рекристалізацію аустеніту під час регульованої прокатки та стверджує сталь, забезпечуючи дисперсійне твердіння та вносячи вклад в підвищення загартованості. В присутності бору ніобій синергічно підвищує загартованість. Для отримання таких ефектів краще додають, щонайменше, приблизно 0,01мас.бо ніобію. Однак, ніобій в кількості, 7/5 що перевищує приблизно 0,1Омас.оо, як правило, буде негативно відбиватися на зварюваності та в'язкості ЗТВ, так що найкращим є максимум, що складає приблизно 0,1Омас.9о. Ще краще, додають від приблизно 0,Змас.9о до приблизно 0,0бмас.95 ніобію.

Титан утворює частки дрібнозернистого нітриду титану та вносить вклад в поліпшення мікроструктури, придушуючи збільшення розміру зерен аустеніту під час повторного нагрівання сляба. Крім того, присутність 2о часток нітриду титану запобігає збільшенню розміру зерен в зонах термічного впливу зварних швів. Тому титан служить для підвищення в'язкості при низьких температурах як основного металу, так і зон термічного впливу.

Так як титан зв'язує вільний азот у вигляді нітриду титану, він запобігає згубному впливу азоту на загартованість через утворення нітриду бору. Кількість титану, що додається з цією ціллю, краще, щонайменше, приблизно в 3,4 рази більше кількості азоту (по масі). Коли вміст алюмінію малий (тобто менше, ніж приблизно сч ов 0,005мас.7о), титан утворює оксид, який служить в якості зародків для утворення внутрішньозереного фериту в зоні термічного впливу зварних швів і таким чином поліпшує мікроструктуру в цих зонах. Для досягнення цих і) цілей краща добавка титану, щонайменше, приблизно 0,005мас.бо. Верхню границю встановлюють на рівні приблизно 0,0Змас.ю, оскільки надлишковий вміст титану приводить до збільшення нітриду титану та дисперсійного твердіння, що обумовлюється карбідом титану, причому обидва ефекти викликають погіршення ї- зо в'язкості при низьких температурах.

Мідь збільшує міцність основного металу та ЗТВ зварних швів, однак надлишкова добавка міді значно Ме) зменшує в'язкість зони термічного впливу та зварюваність при монтажі. Тому верхню границю добавки міді М встановлюють на рівні, щонайменше, приблизно 1Омас.об.

Никель додають для поліпшення властивостей низьковуглецевих сталей, що отримані згідно з цим -

Зв ВИиНОаХОДОМ, без погіршення зварюваності при монтажі та в'язкості при низьких температурах. На відміну від ю марганцю та молібдену, добавки нікелю схильні утворювати менше зміцнених компонентів мікроструктури, які згубно впливають на в'язкість при низьких температурах у листі. Доказано, що добавки нікелю в кількостях вище

О,2мас.бо ефективні при підвищенні в'язкості зони термічного впливу зварних швів. Нікель, кажучи взагалі, є вигідним елементом, якщо не враховувати його схильність сприяти тріщиноутворенню під напруженням, що «

Викликається сульфідною корозією в деяких середовищах, коли вміст нікелю перевищує приблизно 2мас.Уо. Для ств) с сталей, отриманих згідно з цим винаходом, верхня границя встановлюється на рівні приблизно 1,Омас.9о, оскільки нікель звичайно є дорогим легуючим елементом та може погіршити в'язкість зони термічного впливу ;» зварних швів. Добавка нікелю також ефективна для запобігання поверхневого розтріскування, обумовленого міддю, під час безперервного лиття та гарячої прокатки. Кількість нікелю, що додається для цієї цілі, краще перевищує приблизно 1/3 вмісту міді. с Алюміній, як правило, додають в ці сталі з ціллю розкиснення. Крім того, алюміній ефективний при поліпшенні мікроструктур сталей, Алюміній також може грати важливу роль в забезпечені в'язкості ЗТВ шляхом

Ш- виключення вільного азоту в крупнозернистій зоні ЗТВ, де нагрівання при зварюванні сприяє частковому -І розчиненню ТіМ, звільняючи таким чином азот. Якщо вміст алюмінію занадто високий, тобто перевищує приблизно 0,Обмас.оо, існує тенденція до утворення включень типу АІ2О3 (оксиду алюмінію), які можуть згубно се) впливати на в'язкість сталі та її ЗТВ. Розкиснення можливо досягти за допомогою добавок титану або кремнію, "М так що не завжди потрібно додавати алюміній.

Ванадій має такий же, але менш виражений, вплив, як ніобій. Однак, добавка ванадію в надвисокоміцні сталі дає помітний ефект, коли здійснюється в поєднанні з ніобієм. Комплексна добавка ніобію та ванадію додатково дв поліпшує чудові властивості сталей, які відповідають цьому винаходу. Хоч краща верхня границя складає приблизно 0,01мас.95, з точки зору в'язкості зони термічного впливу зварних швів, а отже-і зварюваність при (Ф) монтажі, конкретно кращий діапазон складає від приблизно 0,03 до приблизно 0,08мас.9б5. ка Молібден додають, для того щоб підвищити загартованість сталі та таким чином сприяти утворенню бажаної мікроструктури нижнього бейніту. Вплив молібдену на зварюваність стали виражений, зокрема, в боровмісних бо сталях. Коли додають молібден разом з боровмісних сталях. Коли додають молібден разом з ніобієм, молібден інтенсифікує придушення рекристалізації аустеніту під час регульваної прокатки та таким чином вносить вклад в поліпшення мікроструктури аустеніту. Для досягнення цих ефектів, кількість молібдену, що додають в сталі, які по суті не містять бор, та боровмісні сталі, відповідно складає, щонайменше, від приблизно 0,3 масового процента до приблизно 0,2 масового процента. Верхня границя краще складає від приблизно 0,6 масового 65 процента до приблизно 0,5 масового процента для сталей, які по суті не містять бор, та боровмісних сталей, відповідно, так як надлишкова кількість молібдену погіршує в'язкість зони термічного впливу, що формується під час зварювання при монтажі, зменшуючи зварюваність при монтажі.

Хром, як правило, підвищує загартованість сталі при гартуванні з цементаційного нагріву. Він також, як правило, підвищує стійкість до корозії та водневого розтріскування. Як і у випадку молібдену, надлишковий вміст хрому, тобто вище приблизно 1,0 масового процента, викликає утворення холодних тріщин після зварювання при монтажі, а також приводить до погіршення в'язкості сталі та її ЗТВ. тому краще встановлюють максимум, який складає приблизно 1,0 масовий процент.

Азот придушує збільшення зерен аустеніту під час повторного нагріву сляба та в зоні термічного впливу зварних швів за рахунок утворення нітриду титану. Отже, азот вносить вклад в підвищення в'язкості при низьких 7/0 температурах як основного металу, так і зони термічного впливу зварних швів. Мінімальний вміст азоту для цієї цілі складає приблизно 0,001 масового процента. Верхню границю краще підтримують на рівні приблизно 0,006 масового процента, так як надлишковий вміст азоту збільшує зону розповсюдження поверхневих дефектів сляба та зменшує ефективну загартованість, якій сприяє бор. Крім того, присутність вільного азоту викликає погіршення в'язкості зони термічного впливу зварних швів.

Кальцій та рідкісноземельні метали (РЗМ), як правило регулюють форму включень сульфіду марганцю (Мп5) та підвищують в'язкість при низьких температурах (наприклад, енергія удару при випробуванні по Шарпі). Для регулювання форми сульфіду бажана наявність, щонайменше, приблизно 0,001мас.о Са або приблизно 0О,001мас.оо РЗМ. Однак, якщо вміст кальцію перевищує приблизно 0,00бмас.9о або якщо вміст РЗМ перевищує приблизно 0,02мас.бо, то великі кількості Саб-Саз (форма оксиду кальцію-сульфіду кальцію) або РЗ3М-СабЗ (форма рідкісноземельного металу-сульфіду кальцію) можуть утворюватися та перетворюватися в великі кластери та великі включення, які не тільки наносять шкоду чистоті сталі, але й негативно впливають на зварюваність при монтажі. Краще, концентрацію кальцію обмежують величиною приблизно 0,00бмас., а концентрацію РЗМ обмежують величиною 0,02мас.9о. В надвисокоміцних сталях для трубопровідних труб зменшення вмісту сірки до величини нижче приблизно 0,001мас.Уо та зменшення вмісту кисню до величини с ов нижче приблизно О,00Змас.бо, краще-нижче приблизно 0,002мас.9о, при підтримуванні значення ЕЗЗР краще більше, ніж приблизно 0,5, та менше, ніж приблизно 10, де ЕЗ5Р показник, що пов'язаний з регулюванням (8) форми сульфідних включень в сталі, який визначається залежністю:

ЕЗЗР-(мас.бо Са)!1-124(мас.бо ОД 25(мас.оо 5), може виявитися ефективним, зокрема, при підвищенні як в'язкості, так і зварюваності. М зо Магній, як правило, утворює дрібнодисперсні частки оксидів, які можуть придушувати збільшення зерен і/або сприяти утворенню внітрішньозереного фериту в ЗТВ та підвищенню чином в'язкості ЗТВ. Для ефективності Ме бажана добавка Ма в кількості, щонайменше, приблизно 0,0001мас.бо Ма. Однак, якщо вміст Ма перевищує ч- приблизно 0,00бмас.оо, утворюються великі оксиди та знижується в'язкість ЗТВ.

Бор, що додається в малих кількостях від приблизно О,0005мас.бо до приблизно 0,002Омас.о (5 ч/млн-20 - ч/млн) в низьковуглецеві сталі (вміст вуглецю менше, ніж приблизно 0,Змас.9о), може різко підвищити ю загартовуваність таких сталей, сприяючи утворенню потенціальне зміцнюючих компонентів, бейніту або мартенсіту, та одночасно сповільнюючи утворення більш м'яких феритних та перлитних компонентів під час охолодження сталі від високих температур до температур навколишнього середовища. Надлишок бору понад приблизно 0,002Омас.Уо може сприяти утворенню окрихчуючих часток Ре (С, В) (форма борокарбіду заліза). «

Тому краща верхня границя, що складає приблизно 0,002Омас.бо бору. Для отримання максимального впливу на ств) с загартованість, бажана концентрація бору від приблизно 0,0005мас.бо до приблизно 0,002Омас.9о (бБч/млн-20ч/млн). З огляду на вищесказане, бор можна застосовувати в якості альтернативи дорогим легуючим ;» добавкам, які сприяють мікроструктурній однорідності по всій товщині стальних листів. Бор також підвищує ефективність як молібдену, так і ніобію при збільшенні загартовуваності. Отже, добавки бору забезпечують

Використання складів сталей з низьким Сед для отримання високих границь міцності основних листів. Крім того, с бор, доданий в сталі, забеспечує можливість сполучення високої границі міцності та чудової зварюваності та стійкості до холодного розтріскування. Бор може також підвищити міцність границь зерен, а отже-і стійкість до ш- внутрішньозереного водневого розтріскування. -І Перша ціль термомеханічної обробки згідно з цим винаходом, як умовно показано на фіг.1, полягає в 5ор досягненні мікроструктури, що містить в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, ік дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші, утворені фазовим перетворенням із зерен, по суті, не

І рекристалізованого аустеніту, та яка краще містить також дрібну дисперсію цементиту. Компоненти нижнього бейніту та рейкового мартенситу можуть бути додатково зміцнені ще більш дрібнодисперсними виділеннями

Мо»С, М (С, М) та МЬ (С, М) або їх сумішами, а в деяких випадках можуть містити бор. Дрібномасштабна дв Мікроструктура дрібнозернистого нижнього бейніту, дрібнозернистого рейкового мартенситу та їх сумішей забезпечує матеріал з високою границею міцності та в'язкістю при низьких температурах. Для отримання

Ф) бажаної мікроструктури, здійснюють, по -перше, зменшення розміру зерен нагрітого аустеніту в стальних слябах, ка а по-друге, деформацію та сплющування їх таким чином, що весь розмір товщини зерен аустеніту стає ще менше, скажемо, краще менше, ніж приблизно 5-20 мікрон, і по-третє, поповнення цих зерен дислокаціями та бо смугами зсуву високої щільності. Ці поверхні поділу обмежують зростання фаз перетворення (тобто нижнього бейніту та рейкового мартенситу), коли лист сталі охолоджують після завершення гарячої прокатки. Друга ціль полягає в збереженні достатньої кількості Мо, М та МБ, по суті, в твердому розчині після охолодження листа до температури припинення гартування з виділенням Мо, М та МЬ в вигляді Мо 25С, МЬ (С, М) та М (С, М) під час перетворення бейніту або під час термічних циклів зварювання для підвищення та збереження границі міцності 65 сталі. Температура повторного нагрівання для стального листа перед гарячою прокаткою повинна бути достатньо високою для максимізації розчинення Мо, М та МЬ з одночасним запобіганням розчиненню часток ТІМ,

які утворилися під час безперервного лиття сталі та служать для запобігання збільшенню зерен аустеніту перед гарячою прокаткою. Щоб досягти обох цих цілей для складів сталі, що відповідають цьому винаходу, температура повторного нагрівання перед гарячою прокаткою має складати, щонайменше, 10007 (1832"РЕ) та не повинна перевищувати приблизно 12507С (22827). Сляб краще піддають повторному нагріванню за допомогою придатного засобу для збільшення температури, по суті, краще-всього сляба, до бажаної температури повторного нагрівання, наприклад, ставлячи сляб до печі на деякий період часу. Конкретну температуру повторного нагрівання, яку належить застосовувати для будь-якого складу сталі у рамках цього винаходу, спеціаліст в цій галузі техніки може легко визначити або експериментальним, або розрахунковим /0 шляхом, використовуючи відповідні моделі. Крім того, температуру печі та час повторного нагрівання, необхідний для збільшення температури, по суті, всього сляба, краще-всього сляба, до бажаної температури повторного нагрівання, спеціаліст в цій галузі техніки може легко визначити, звернувшись до довідників промислових нормативів.

Для будь-якого складу сталі в рамках цього винаходу, температура, яка визначає границю між діапазоном /5 рекристалізації та діапазоном, в якому відсутня рекристалізація, тобто температура Т, залежить від хімічного складу сталі, а більш конкретно-від температури повторного нагрівання перед прокаткою, концентрації вуглецю, концентрації ніобію та ступеня обтиснення, що вноситься на проходах прокатки. Спеціалісти в цій галузі техніки можуть визначити цю температуру для кожного складу сталі або експериментальним шляхом, або шляхом розрахунку по моделі.

За виключенням температури повторного нагрівання, яка прикладена, по суті, до всього сляба, наступні температури, які згадуються при описуванні способу обробки, що відповідає цьому винаходу, є температурами, що вимірюються на поверхні сталі. Температуру поверхні сталі можливо вимірювати користуючись, наприклад, оптичним пірометром або яким-небудь іншим приладом, придатним для вимірювання температури поверхні сталі. Швидкості гартування (охолодження), що згадуються тут, є швидкостями охолодження в центрі або, по с ов суті, в центрі товщини листа, а температура припинення гартування (ТПГ) - це найвища або, по суті, найвища о температура, що досягається на поверхні листа, після припинення гартування внаслідок тепла, яке передається із середини товщини листа. Потрібну температуру та витрати гартуючого рідкого середовища спеціалісти в цій галузі техніки можуть визначити, звернувшись до довідників промислових нормативів.

Умови гарячої прокатки, що відповідають цьому винаходу, крім внесення вкладу в зменшення розміру зерен М зо аустеніту, забезпечують збільшення щільності дислокацій за рахунок утворення смуг деформації, що приводить таким чином до додаткового поліпшення мікроструктури шляхом обмеження розміру продуктів фазового б» перетворення, тобто дрібнозернистого нижнього бейніту та дрібнозернистого рейкового мартенситу, під час ї- охолодження після завершення прокатки. Якщо обтиснення при прокатці в діапазоні температур рекристалізації зменшується до значень, які нижче діапазону, що описаний тут, тоді як обтиснення при прокатці в діапазоні - зв температур, при яких нема рекристалізації (збільшується до значень, які вище описаного тут діапазону, зерна ю аустеніту будуть, як правило, недостатньо дрібними, що приведе до появи великих зерен аустеніту та зменшенню таким чином як границі міцності, так і в'язкості сталі, а також викличе більш сильну схильність до водневого розтріскування. З іншого боку, якщо обтиснення при прокатці в діапазоні температур рекристалізації збільшується до значень, які вище описаного тут діапазону, а обтиснення при прокатці в діапазоні температур, « 70 при яких нема рекристалізації, зменшується до значень, які нижче описаного тут діапазону, утворення смуг в с деформації та дислокаційних субструктур в зернах аустеніту може стати невідповідним для забезпечення

Й достатнього поліпшення продуктів фазового перетворення, коли сталь охолоджують після завершення прокатки. а Після завершення прокатки сталь піддають гартуванню від температури краще не нижче, ніж приблизно точка Агз фазового перетворення, та припиняють гартування при температурі не вище, ніж точка Аг фазового перетворення, тобто температура, при якій завершується перетворення аустеніту в ферит або в ферит плюс с цементит під час охолодження, краще-не вище, ніж приблизно 5507С (1022"Р), а ще краще-не вище, ніж 5007 (932"Р). Як правило, застосовують гартування в воді, однак, можливо використовувати будь-яке придатне рідке ш- середовище для проведення гартування. Тривале охолодження на повітрі між прокаткою та гартуванням, як -І правило, не застосовують згідно з цим винаходом, оскільки воно перериває нормальне проходження матеріалу

Скрізь процес прокатки та охолодження в типовому сталепрокатному стані. Однак, встановлено, що шляхом і, переривання циклу гартування в придатному діапазоні температур та наступного піддавання загартованої сталі

І охолодженню на повітрі при температурі навколишнього середовища до стану готовності сталі, отримують конкретні кращі компоненти мікроструктури, не перериваючи процес прокатки та, отже, роблячи незначний вплив на продуктивність прокатного стана. 5Б Таким чином, гарячекатаний та загартований стальний лист піддають остаточній обробці охолодженням на повітрі, яка завершується при температурі не вище, ніж приблизно 5507С (1022"Р), а ще краще-не вище, ніж

Ф) 500"С (9327Р). Цю остаточну обробку охолодженням проводять в цілях підвищення в'язкості сталі, що ка забезпечує достатнє виділення дрібнодисперсних часток цементиту, по суті, рівномірно по всій мікроструктурі дрібнозернистого нижнього бейніту та дрібнозернистого рейкового мартенситу. Крім того, в залежності від бо температури припинення гартування та складу сталі, можливе утворення ще більш дрібних виділень Мо 5С, МЬ (С, М) та М (С, М), які можуть збільшити міцність.

Стальний лист, отриманий за допомогою описаного процесу, має високу границю міцності та високу в'язкість поряд з високою однорідністю мікроструктури по всьому напрямку товщини листа, незважаючи на відносно низьку концентрацію вуглецю. Наприклад, такий стальний лист, як правило, має границю плинності, 65 щонайменше, приблизно 830МПа (12Окфн-с/кв. д), границею міцності на розрив, щонайменше, приблизно 900МПа (13ЗОкфн-с/ кв. д) та в'язкістю (зміряною при -407С (-40"Р), наприклад, хЕ 40), щонайменше, приблизно

120 джоулей (90 фут-фунтів), та ці властивості підходять для додавань, що зв'язані з трубопровідними трубами.

Крім того, тенденція до знеміцнення (зм'якшення) зони термічного впливу (З3ТВ) ослаблюється за рахунок присутності-та додаткового утворення під час зварювання-виділень М (С, М) та МЬ (С, М). Крім того, помітно

Знижується чутливість сталі до водневого розтріскування.

ЗТВ в сталі створюється під час термічного циклу, обумовленого зварюванням, та може відходити приблизно на 2-5мм (0,08-2 дюйма) від лінії сплавлювання при зварюванні. В ЗТВ утворюється температурний градієнт, скажемо, від приблизно 14007С до приблизно 7007С (2552"Е-1292"Р), який охоплює зону, в якій, як правило, виникають наступні явища знеміцнення (зм'якшення) при переході від більш низької до більш високої /о температури: знеміцнення за рахунок реакції високотемпературного відпуску та знеміцнення за рахунок аустенізації та повільного охолодження. При більш низьких температурах, порядку 70007 (1292"Р), присутні ванадій та ніобій та їх карбіди або карбонітриди для запобігання або суттєвої мінімізації знеміцнення шляхом збереження високої щільності дислокацій та субструктур, тоді як при більш високих температурах, порядку 85070-9502С (15627 Р-1742"Р), утворюються додаткові виділення карбідів або карбонітридів ванадію та ніобію, та /5 Вони мінімізують знеміцнення. "Чистий" ефект на протязі термічного циклу, обумовленого зварюванням, полягає в тому, що втрати границі міцності в ЗТВ менше, ніж приблизно 10, краще-менше, ніж приблизно 595, відносно границі міцності основної сталі. Таким чином, міцність ЗТВ складає, щонайменше, 9095 границі міцності основного металу, краще - щонайменше, 9595 границі міцності основного металу. Підтримання границі міцності в

ЗТВ відбувається головним чином дякуючи тому, що сумарна концентрація ванадію та ніобію більше, ніж приблизно 0,0бмас.бо, та краще кожний з ніобію та ванадію має місце в сталі в концентраціях, що перевищують приблизно О,О0Змас.Оо.

Як відомо в цій галузі техніки, трубу формують з листа за допомогою відомої технології П-О- Р, при якій: надають листу П-подібну форму ("П"), потім надають їй О-подібну форму (О"), та цю О-подібну форму після роликового зварювання розвальцьовують приблизно на 195 ("Р"). Формування та розвальцьовування з супутніми с ов їм ефектами робочого зміцнення приводять до підвищення границі міцності трубопровідної труби.

Наступні приклади служать для ілюстрації вищенаведеного винаходу. і)

Кращі конкретні варіанти здійснення ПЗЦН-обробки

Згідно з цим винаходом, краща мікроструктура містить в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші. Конкретно, для сполучень найбільших ї- зо значень границі міцності та в'язкості та для стійкості ЗТВ до знеміцнення, найкраща мікроструктура містить в якості домінуючих компонентів дрібнозернистий нижній о бейніт, зміцнений, крім часток цементиту, Ме дрібнодисперсними та стабільними карбідами легуючих елементів ; які містять Мо, М та МЬ або їх суміші. М

Конкретні приклади цих мікроструктур наведені нижче.

Вплив температури припинення гартування на мікроструктуру - 1. Боровмісні сталі з достатньою загартовуваністю: ю

Мікроструктура в сталях, що піддані ПЗЦН-обробці з швидкістю гартування від приблизно 20"С/сек до приблизно З5"С/сек (36"Р/сек-63"Г/сек), в принципі, заснована на загартованості, яка визначається комплексними параметрами, наприклад, вуглецевим еквівалентом (Сед) та температурою припинення гартування (ТПГ). Боровмісні сталі з достатньою загартовуваністю для стального листа, що мають кращу « товщину для стальних листів, що відповідають цьому винаходу, а саме, з Сед більше, ніж приблизно 0,45, та з с менше, ніж приблизно 0,7, конкретно підходять для ПЗЦН-обробки за допомогою забезпечення розширеного технологічного вікна для утворення бажаних мікроструктур (краще таких, що містять в якості домінуючого ;» компонента дрібнозернистий нижній бейніт) та механічних властивостей. ТПГ для цих сталей може знаходитися в дуже широкому діапазоні, краще, від приблизно 5507С до приблизно 1507 (1022"Е-302"Р), та й ще давати бажану мікроструктуру та властивості. Коли ці сталі піддають ПЗЦН-обробці з низькою ТПГ, а саме, приблизно с 20027 (3927), мікроструктура містить в якості домінуючого компонента рейковий мартенсит самовідпуску. При збільшенні ЗТВ до приблизно 270" (518"Р), мікроструктура мало змінюється у зрівнянні з тією, яка була при

Ш- ТПГ приблизно 2002С (392"Р), за винятком деякого збільшення виділень цементиту самовідпуску. Встановлено, -І що мікроструктура зразка, обробленого з ТПГ приблизно 2957"С (5637), уявляє собою суміш рейкового мартенситу (основна доля) та нижнього бейніту. Однак, рейковий мартенсит виявляє значний самовідпуск, та в ік ньому видно добре розрівнюванні частки цементиту самовідпуску. Звертаючись тепер до фіг.5, позначаємо, що "М на мікрознімку 52, що показаний на фіг.5, надана мікроструктура вищезгаданих сталей, оброблених з ТПГ приблизно 2007 (3927), приблизно 2707С (5187) та приблизно 29572 (563). Звертаючись знову до темнопільному освітленні, на яких видно подовжені частки цементиту при ТПГ приблизно 29572 (563). Ці особливості в рейковому мартенситі можуть привести до деякого снижения границі плинності; проте, міцність сталі, показаної на фіг.2А та 2В, як і раніше підходить для додавання, що зв'язане з трубопровідними трубами.

Ф) Звертаючись тепер до фіг.З та 5, відзначимо, що зі збільшенням ТПГ до значення ТПГ приблизно 38572 (725"Б) ка мікроструктура містить в якості домінуючого компонента нижній бейніт, як показано на фіг.З та на мікрознімку 54 на фіг.5. На мікрознімку, отриманому при світлопільному освітлені за допомогою просвічуючого електронного бо Мікроскопа, видно характерні виділення цементиту в матриці нижнього бейніту. В сплавах, що відповідають цьому прикладу, мікроструктура нижнього бейніту відрізняється чудовою стабільністю під час термообробки, будучи стійкою до знеміцнення навіть в дрібнозернистій субкритичній та міжкритичній зоні термічного впливу (3ТВ) зварних швів. Це можливо пояснити присутністю дуже дрібних легуючих карбонітридів того типу, які містять Мо, М та М. Фіг4А та 4В, відповідно, наводять мікрознімки, отримані при світлопільному та 65 / темнопільному освітлені за допомогою просвічуючого електроного мікроскопа, на яких видно присутність часток карбідів з діаметрами яких видно присутність часток карбідів з діаметрами менше, ніж приблизно 1Онм. Ці дрібні частки карбідів можуть забезпечити значний приріст границі плинності.

Фіг5 наводить зведення спостережень мікроструктури та властивостей, що були проведені на одній з боровмісних сталей з кращими конкретними варіантами хімічного складу. Цифри під кожною точкою даних наводять ТПГ в градусах Цельсію, використану для цієї точки даних. В цій конкретній сталі, якщо ТПГ зростає до значення, що перевищує 5007 (9327), скажімо, до приблизно 5157 (959"Р), то домінуючим компонентом мікроструктури стає верхній бейніт, що ілюструє мікрознімок 56 на фіг.5. При ТПГ приблизно 5157 (9597) також отримується невелика, але помітна кількість фериту, що також ілюструє мікрознімок 56 на фіг. 5. "Чистий" результат полягає в тому, що границя міцності значно знижується без сумірної переваги у в'язкості. У 7/0 цьому прикладі виявлено, що для досягнення добрих сполучень границі міцності та в'язкості необхідно уникати значної кількості верхнього бейніту та, зокрема, мікроструктур з верхнім бейнітом в якості домінуючого компонента. 2. Боровмісні сталі з низьколегованим хімічним складом.

Коли боровмісні сталі з низьколегованим хімічним складом (Сед менше, ніж приблизно 0,5, та більше, ніж приблизно 0,3) піддають ПЗЦН-обробці для формування стальних листів, що мають кращу товщину стальних листів згідно з цим винаходом, отримані мікроструктури можуть містити різні кількості доевтектоїдного та евтектоїдного фериту, які уявляють собою набагато більш м'які фазі, ніж мікроструктури нижнього бейніту та рейкового мартенситу. Для досягнення цілей границі міцності, що стоять перед цим винаходом, сумарна кількість м'яких фаз має бути менше, ніж приблизно 4095. В рамках цього обмеження, феритовмісні, піддані

ПЗЦН-обробці боровмісні сталі можуть володіти досить привабливою в'язкістю при високих рівнях границі міцності, як показано на фіг.5 для низьколегованої боровмісної сталі з ТПГ приблизно 2007 (392"Р). Ця сталь відрізняється сумішшю фериту та рейкового мартенситу самовідпуску, при цьому останній є домінуючою фазою в зразку, що ілюструє мікрознімок 58 на фіг.5.

З. По суті не вміщуючи бор сталі з достатньою загартованістю: сч

По суті не вміщуючи бор сталі, що відповідають цьому винаходу, вимагають більш високого вмісту інших легуючих елементів, у зрівнянні з боровмісними сталями, для досягнення того ж рівня загартованості. Отже, ці і) по суті не вміщуючи бор сталі краще відрізняються високим Сед, який краще більше, ніж приблизно 0,5, та менше, ніж приблизно 0,7, для ефективної оброблюваності з отриманням прийнятної мікроструктури та властивостей для стальних листів, які мають кращу товщину для стальних листів, що відповідають цьому ї- зо винаходу. Фіг.б наводить виміри механічних властивостей, які були проведені на по суті не вміщуючій бор сталі з кращими конкретними варіантами хімічного складу (квадратики), зрівнюваними з вимірами механічних Ме властивостей, що були проведені на боровмісних сталях, які відповідають цьому винаходу (кільця). Цифри у М кожної точки даних наводять ТПГ (в "С), використану для цієї точки даних. Спостереження властивостей мікроструктури проводились на по суті не вміщуючій бор сталі. При ТПГ 534"С мікроструктура утримувала в ї- якості домінуючих компонентів ферит з виділеннями плюс верхній бейніт та двійникований мартенсит. При ТПГ ю 4617С мікроструктура утримувала в якості домінуючих компонентів верхній та нижній бейніт. При ТПГ 4287С мікроструктура утримувала в якості домінуючого компонента нижній бейніт з виділеннями. При ТПГ 3807С та 2007С мікроструктура утримувала в якості домінуючого компонента рейковий мартенсит з виділеннями. В цьому прикладі виявлено, що для досягнення добрих сполучень границі міцності та в'язкості слід уникати значної «

Кількості верхнього бейніту та, зокрема, мікроструктур з верхнім бейнітом в якості домінуючого компонента. з с Крім того, слід також уникати дуже високих ТПГ, оскільки змішані мікроструктури фериту та двійникованого мартенситу не забезпечують добрі сполучення границі міцності та в'язкості. Коли по суті не вміщуючи бор сталі :з» піддають ПЗЦН-обробці з ТПГ приблизно 3807 (716), мікроструктура містить в якості домінуючого компонента рейковий мартенсит, як показано на фіг.7. На цьому мікрознімку, отриманому при світлопільному освітленні за допомогою просвічуючого електроного мікроскопа, видна структура дрібних паралельних рейок з високим с вмістом дислокацій, в наслідок чого при цій структурі досягається висока міцність. Ця мікроструктура уявляється бажаною з точки зору високої границі міцності та в'язкості. Все ж таки помітно, що в'язкість не ш- така висока, як та, що досягається при наявності мікроструктур, які містять в якості домінуючого компонента -І нижній бейніт, в боровмісних сталях, згідно з цим винаходом, при температурах припинення гартування (ТПГ) в 5р процесі еквівалентної ПЗЦН або, насправді, при таких низьких ТПГ, як приблизно 2007 (3927). Коли ТПГ ік збільшують до приблизно 428"С (802"Р), мікроструктура швидко змінюється від тієї що містить в якості "М домінуючого компонента рейковий мартенсит, до тієї, яка містить в якості домінуючого компонента нижній бейніт. На фіг.8 показаний отриманий за допомогою просвічуючого електронного мікроскопа мікрознімок сталі "0" (згідно з наведеною тут таблицею ІІ), яка піддана ПЗЦН-обробці до ТПГ 428" (802"Р), на якому видно ов характерні виділення цементиту в матриці нижнього бейніту та фериту. В сплавах, що відповідають цьому прикладу, мікроструктура нижнього бейніту відрізняється чудовою стабільністю під час термообробки та

Ф) виявляють стійкість до знеміцнення навіть в субкритичній та міжкритичній зоні термічного впливу (ЗТВ) зварних ка швів. Це можливо пояснити присутністю дуже дрібних легуючих карбонітридів того типу, які містять Мо, М та МБ.

Коли ТПГ зростає до приблизно 460"С (860), мікроструктура, яка утримує в якості домінуючого компонента бор нижній бейніт, замінюється мікроструктурою, що складається із суміші верхнього бейніту та нижнього бейніту.

Мікрознімок, отриманий при світлопільному освітленні за допомогою просвічуючого електроного мікроскопа, зображений на фіг.9, показує зону зразка сталі "0" (згідно з наведеною тут таблицею ІІ), що піддана

ПЗЦН-обробці з ТПГ приблизно 4617С (8627). На цьому мікрознімку видна рейка верхнього бейніту, яка відрізняється присутністю пластинок цементиту у границь рейок бейніту та фериту. 65 При ще більш високих ТПГ, наприклад, 5347С (9937 Р), мікроструктура складається з суміші фериту та двійникованого мартенситу, які містять виділення. Мікрознімки, отримані при світлопільному освітленні за допомогою просвічуючого електроного мікроскопа, зображені на фіг.10А та 108, виконані з зоною зразка сталі "Ор" (згідно з наведеною тут таблицею Ії), що шаланд ПЗЦН-обробці з ТПГ приблизно 5347 (99387). В цьому зразку отримана помітна кількість фериту, який утримує виділення, поряд з крихким двійникованим мартенситом. "Чистий" результат полягає в тому, що міцність значно знижується без сумірної переваги в в'язкості.

Для досягнення прийнятних властивостей, що відповідають цьому винаходу, по суті не вміщуючі бор сталі дають належний діапазон ТПГ, краще-від приблизно 2007 до приблизно 4507 (392"Е-842"Г), для отримання бажаної структури та властивостей. Нижче приблизно 4507 (842"Р) рейковий мартенсит занадто міцний для оптимальної в'язкості, а вище приблизно 450"7С (842"Р) сталь, перш за все, містить занадто багато верхнього 7/0 бейніту та поступово зростаючі кількості фериту з абсолютно неприйнятним осадженням виділень, та граничну кількість двійникованого мартенситу, що приводить до поганої в'язкості в цих зразках.

Особливості мікроструктури в цих по суті не вміщуючих бор сталях витікають з не дуже бажаних характеристик фазового перетворення при безперервному охолодженні в цих сталях. У відсутності додаваємого бору, утворення зародків фериту не придушується так же ефективно, як у випадку боровмісних сталей. В /5 результаті, при високих ТПГ, по-перше, утворюються значні кількості фериту під час фазового перетворення, що викликає розділення вуглецю з утворенням залишкового аустеніту, який, по суті, перетворюється в високовуглецевий двійникований мартенсит. По-друге, у відсутності додаваємого бору в сталі, перетворення в верхній бейніт також не придушується, що приводить до небажаних змішаних мікроструктур верхнього та нижнього бейніту Ю які мають непридатні властивості в'язкості. Однак, у випадках, коли сталепрокатні стани не 2о Підготовлені належним чином до одержання боровмісних сталей, все рівно можна ефективно застосовувати

ПЗЦН-обробку для одержання сталей виняткової границі міцності та в'язкості, за умов, що в процесі обробки цих сталей застосовуються вищезгадані принципіальні вказівки, зокрема, стосовно до ТПГ.

Стальні сляби, що відповідають цьому винаходу, краще піддають належному повторному нагріванню перед прокаткою для виявлення бажаних діянь на мікроструктуру. Повторне нагрівання має ціллю, по суті, розчинення с ов в аустеніті карбідів та карбонітридів Мо, М та М, так, що ці елементи можуть повторно виділятися пізніше, під час обробки сталі, в більш бажаних формах, наприклад - як дрібнодисперсне виділення в аустеніті або (8) продуктах перетворення аустеніта, перед гартуванням, а також після охолодження та зварювання. В цьому винаході повторне нагрівання здійснюється при температурах в діапазоні від приблизно 10007 (1832"Р) до приблизно 125072 (2282"Р), а краще-від приблизно 105072 до приблизно 115072 (1922-2102). Розробка Кк. зо сплаву та термомеханічна обробка були спрямовані на отримання наступного балансу стосовно до елементів, які утворюють тверді карбідонітриди, зокрема, ніобію та ванадію: Ме) приблизно одна третина цих елементів краще виділяються в аустеніті перед гартуванням; ї- приблизно одна третина цих елементів краще виділяються в продуктах перетворення аустеніту після охолодження, що йде за гартуванням; - 35 приблизно одна третина цих елементів краще зберігаються у твердому розчині, існуючого для осадження в ю

ЗТВ, для поліпшення звичайного знеміцнення, що спостерігається в сталях, які мають границю плинності, що перевищує 550МПа (8Окфн-с/кв.д).

Технологічна схема прокатки, що застосовується при отриманні зразків сталей, наведена в таблиці І. « й З с

В Пи ПО ї» ов юову ювя 00101115 21 юву11- сл в ва 0000005 - 6 юю со

І Сталі загартовували від кінцевої температури прокатки до температури припинення гартування зі швидкістю охолодження З5'"С/сек (63"Г/сек) з наступним охолодженням на повітрі до температури навколишнього середовища. Ця ПЗЦН-обробка давала бажану мікроструктуру, що містила в якості домінуючих елементів дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит, або їх суміші.

Звертаючись знову до фіг.б, можна побачити, що сталь "О" (таблиця Ії), яка по суті не містить бор (нижній (Ф) набір точок даних, зв'язаних пунктирною лінією), а також сталі "Н" та "1" (таблиця І), які містять ко попередньо визначену малу кількість бору (верхній набір точок даних між паралельними лініями), можливо складати та виробляти з отриманням границі міцності при розтягненні понад 900МПа (1З3Бкфн-с/ кв.д) та во в'язкості понад 120 джоулей (90 фут-фунтів) при -407С (-40"Р), наприклад, мЕ ло при в'язкості понад 120 джоулів (90 фут-фунтів). В кожному випадку, отриманий матеріал відрізняється наявністю дрібнозернистого нижнього бейніту і/або дрібнозернистого рейкового мартенситу в якості домінуючих компонентів, Як вказує точка даних з поміткою "534" (відображення температури припинення гартування в градусах Цельсія, застосованої для цього зразка), коли технологічні параметри виходять за границі, обумовлені способом, згідно цьому винаходу, б5 отримувана мікроструктура (ферит з виділеннями плюс верхній бейніт і/або двійникований мартенсит або рейковий мартенсит) не є бажаною мікроструктурою сталей, що відповідає цьому винаходу, а границя міцності при розтягненні або в'язкість, або обидва ці параметри, виявляються нижче діапазонів, бажаних для додавань, зв'язаних з трубопровідними трубами.

Приклади сталей, що мають склади, згідно цьому винаходу, наведені в таблиці ІІ. Сталі, позначені літерами "А"-2/", є по суті не вміщуючими бор сталями, тоді як сталі, позначені літерами "Е"-"1", містять доданий бор. то с віімоімісс с мо|т| М тів ев

А ровоотите9о35 06 03010030 00300012 0021) -- 0021/0050 0010. во соолеюоттеюзв 06 03000330.059100120019 - |0019.0050 0008) 6 ротоотте9оз5- 06 0300030 005900120019. - 0019/0050 0008. о (оот2ооветоззоліов о4600320.052100150018 - 00400050 0016)

Б ролеюотте2о035---- 02010030 00600015 00200008 00270050 0006. є доолеоттвоюзв | -- 0201003010.06010.015 0.020 00080025.0050 0008) в оовеоттецозв | -- 020003210.06210.018 0.020 00080031 .0050 0007. оно ротаооттетоз5-- 0.29 03010031 0059/0015 00190010 0025 0050 0009. 17 оотоооечевозв|-- 030030 0.0300.0590.014 0.02) 0009) 00160050 0010)

Сталі, оброблені згідно способу, який відповідає цьому винаходу, підходять для прикладань, що пов'язані з трубопровідними трубами. Такі сталі можуть виявитися придатними і для інших прикладань, наприклад, в якості конструкційних сталей.

Хоч вищевикладений винахід описаний стосовно до одного або кількох кращих конкретних варіантів с здійснення, зрозуміло, що в межах об'єму домагань, який встановлено наступною формулою винаходу, можливі інші модифікації. о

Словник термінів

Точка Ас; фазового перетворення: температура, при якій починає утворюватися аустеніт під час нагрівання; точка Агі фазового перетворення: температура, при якій завершується перетворення фериту в аустеніт або ча зо В ферит плюс цементит під час охолодження; точка Агз фазового перетворення: температура, при якій аустеніт починає перетворюватися в ферит під час ме) охолодження; ча цементит: карбіди заліза;

Сед: добре відомий промисловий термін, який застосовується для вираження зварюваності; крім того, ї-

Седа-(мас.Зон(мас.бо Мп)убнмас.бо Стмас.бо Мпемас.бо М)/5 н(мас.бо Сиуивмас.бо Мі)/15; ю

Е55Р: показник, зв'язаний з регулюванням форми сульфідних включень в сталі; крім того,

ЕЗЗР-(мас.бо Са)|/1-124 (мас.бо 0ОД/1,25 (мас.Уо 5);

Ее (С, В): форма борокарбіду заліза;

ЗТВ: зона термічного впливу; « низьколегований хімічний склад: Сед менше, ніж приблизно 0,50; -о с Мо»сС: форма карбіду молібдену;

МЬ (С, М): карбонітриди ніобію; з Рот: добре відомий промисловий термін, що застосовується для вираження зварюваності; крім того,

Рет-(мас.бо Сн(мас.бо ЗІ)/ЗОн(мас.оо Мпя-мас.бо Синмас.бю Сп)/20-н(мас.бо МІ)/бОн(мас.оо Мо)/15-(мас.бю М)/1О-5 (мас.бо В)); с в якості домінуючих компонентів: щонайменше, приблизно 50 об'ємних процентів; гартування : прискорене охолодження будь-якими засобами, при якому застосовують плинне середовище, і обране по своїй схильності до підвищення швидкості охолодження сталі, у протилежність охолодженню на -І повітрі; швидкість гартування (охолодження): швидкість охолодження в центрі або, по суті, в центрі товщини листа; ік температура припинення гартування (ТПГ): найвища або, по суті, найвища температура, яка отримана на "м поверхні листа після припинення гартування внаслідок тепла, передаваємого з середини товщини листа;

РЗМ: рідкісноземельні метали; температура Т,р: температура, нижче якої аустеніт не рекристалізується; 5Б М (С, М): карбонітриди ванадію;

МЕ до: енергія удару, яка визначається за допомогою ударного випробування зразка з М-подібним надрізом по (Ф) Шарпі при -402С (-402Е). іме)

Claims (15)

Формула винаходу

1. Низьколегована, боровмісна сталь, яка відрізняється тим, що має міцність на розрив щонайменше 900 МПа (130 тис. фунтів/кв. дюйм), ударну в'язкість, виміряну за допомогою ударного тесту з М - подібним надрізом по Шарпі при температурі -40 "С щонайменше 120 джоулей (90 футо-фунтів), та мікроструктуру, яка бе містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт, дрібнозернистий рейковий мартенсит або їх суміші, перетворену з, по суті, неперекристалізованих зерен аустеніту, та в якій вказана сталь містить залізо та наступні добавки , мас.9б: відО0ОЗ до 0,10 С, від 1,6 до 2,1 Мп, від0,О1 до 0,10 МБ, відбОї до 0лоО М, від0,2 до 0,5 Мо, від 0,005 до 0,03 Ті, від 0,0005 до 0,002 В, 70 від 0,6 51, від 0,06 АЇ, при цьому значення Сед більше або дорівнює 0,3 та менше або дорівнює 0,7, а значення Рст менше або дорівнює 0,35.

2. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить щонайменше одну добавку, вибрану з групи, яка складається з наступних добавок, мас.9о: до 1,0 Си, до 1,0 МІ, до 1,0 Ст, до 0,006 Са, до 0,02 РЗМ, до 0,006 Ма.

3. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить дрібнозернистий осад цементиту.

4. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що додатково містить частки осаду сч карбідів або карбонітридів ванадію, ніобію та молібдену.

5. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 4, яка відрізняється тим, що загальна концентрація ванадію та і) ніобію більша, ніж 0,06 мас.Оо.

6. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 4, яка відрізняється тим, що концентрація ванадію та концентрація ніобію більша, ніж 0,03 мас.9о. М зо

7. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана мікроструктура містить переважно дрібнозернистий нижчий бейніт. Ме

8. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що має форму смуги, товщина якої М щонайменше 10 мм (0,39 дюйма).

9. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь містить від 0,05 в.

мас.бо до 0,09 мас.9о вуглецю С. ю

10. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь додатково містить від 0,2 мас.95 до 1,0 мас.9о нікелю Мі.

11. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь містить від 0,03 мас.бо до 0,06 мас.9о ніобію МБ. «

12. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь містить від 0,03 плв) с мас.9о до 0,08 мас.9о ванадію М.

13. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь містить від 0,015 з мас.бо до 0,02 мас.9о титану Ті.

14. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь містить від 0,0008 мас.95 до 0,0012 мас.9о бору В. с

15. Низьколегована, боровмісна сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що вказана сталь містить від 0,001 мас.Уо до 0,06 мас.9о алюмінію АЇ. -І -І о 50 і (Ф) ко бо б5