UA59426C2 - Спосіб виготовлення листа із двофазної сталі, лист із двофазної сталі та спосіб підвищення опору двофазної сталі до поширення тріщин у листі - Google Patents

Abstract

Надвисокоміцну, зварювану, низьколеговану двофазну сталь, яка має високу ударну в'язкість при кріогенних температурах як в основному листі, так і в зоні термічного впливу (ЗТВ) при зварюванні, що має міцність на розрив вищу за 830 МПа (120 кілофунтів/кв. дюйм) та мікроструктуру, яка містить феритну фазу (14) та другу фазу із переважно пластинчатого мартенситу й нижнього бейніту (16), виготовляють шляхом нагріву стального сляба, який містить залізо й деякі або всі наступні добавки: вуглець, марганець, нікель, азот, мідь, хром, молібден, кремній, ванадій, титан, алюміній та бор, у заданому ваговому вмісті; обтиск сляба для одержання листа за один або декілька проходів в інтервалі температур, в якому відбувається рекристалізація аустеніту; наступного обтиску листа за один або декілька проходів у діапазоні температур, нижчих за температуру рекристалізації аустеніту й вищих за температуру фазового перетворення Аr3; чистову прокатку листа в інтервалі між температурою фазового перетворення Аr3 й температурою фазового перетворення Аr1; загартування готового прокатаного листа до необхідної температури припинення загартування (ТПЗ); й припинення загартування.

Description

Опис винаходу

Винахід належить до листів із надвисокоміцної зварюваної низьколегованої двухфазної сталі, яка має ударну 2 в'язкість при кріогенних температурах як в основному стальному листі, так і в зоні термічного впливу (З3ТВ) при зварюванні. Крім того, винахід належить до способу одержання таких стальних листів.

В опису використана велика кількість технічних термінів. Для зручності безпосередньо перед формулою винаходу приводиться розшифровка термінів.

Часто виникає необхідність у зберіганні й транспортуванні летких рідин під тиском при кріогенних 70 температурах, тобто при температурах нижчих, ніж приблизно -407С (-40"Р). Наприклад, існує потреба у контейнерах для зберігання й транспортування зрідженого природного газу під тиском (ЗПГТ) у широкому інтервалі від 1035кПа (150 фунтов на дюйм) до приблизно 7590кПа (1100 фунтів на дюйм?) та при температурі від приблизно -1237С (-190"Р) до приблизно - 627 (-80"Р). Також існує потреба в контейнерах, які дозволяють безпечно й економно зберігати й транспортувати інші леткі рідини з високим тиском пара, такі як метан, етан т та пропан, при кріогенних температурах. Для того, щоб виготовити такі контейнери із зварної сталі, ця сталь повинна мати відповідну міцність, яка б дозволяла витримати тиск рідини, та в'язкість, яка дозволяє виключити появу руйнування, тобто аварійних ситуацій, у робочих умовах як в основній сталі, такі в ЗТВ.

Температура переходу із в'язкого стану у крихкий (ТПВК) розділяє два режими руйнування в конструкційних сталях. При температурі нижчій ТПВК руйнування сталі відбувається у вигляді низькоенергетичного крихкого надлому, а при температурах вищих ТПВК руйнування сталі відбувається у вигляді високоенергетичного в'язкого надлому. Зварні сталі, які використовуються для виготовлення контейнерів для зберігання й транспортування в згаданих вище умовах застосувань при кріогенних температурах та для других видів експлуатації під навантаженням при кріогенних температурах, повинні мати ТПВК значно нижчу температури експлуатації як в основній сталі, так і в ЗТВ, щоб виключити руйнування у вигляді низькоенергетичного крихкого надлому. с 29 Нікелеві статі, які, як правило, застосовуються у конструкціях, що працюють при кріогенних температурах, Ге) наприклад, сталі із вмістом нікелю більше Змас.9юо, мають низьку ТПВК, але при цьому вони також мають відносно низьку стійкість на розтяг. Як правило, промислові сталі, що містять З,5мас.9о Мі, 5,5мас.ю Мі та

Омас.9уо Мі, мають ТПВК, відповідно, приблизно - 1007 (-1502Р), - 15570 (-250Р), та - 17570 (-280"Р), та міцність на розрив до приблизно 485МПа (7Окілофунтів/кв. дюйм). 620МПа (О9Окілофунтів/кв. дюйм) та 830МПа ї-о (120Окілофунтів/кв. дюйм), відповідно. Для досягнення такої комбінації міцності й ударної в'язкості ці сталі, Ге як правило, піддають дорогоцінній обробці, наприклад, подвійному відпуску. Для застосування при кріогенних температхрах у промисловості зараз використовуються перераховані вище нікелеві сталі, дякуючи їх добрій З ударній в'язкості при низьких температурах, але при цьому необхідно враховувати їх відносно низьку міцність (Ге) на розрив. Цим зумовлено те, що для застосування при кріогенних температурах під навантаженням, як правило, потрібна сталь, яка мас високу товщину. Таким чином, використання цих нікелевих сталей для й застосування під навантаженням при кріогенних температурах неекономічно у силу високої вартості сталі разом з необхідною товщиною сталі.

З другого боку, деякі відомі промислові низько- та середньовуглецеві високоміцні низьколеговані (ВМНЛ) « дю статі, наприклад, марки АЇЗІ 4320 та 4330, дозволяють забезпечити більш високу міцність на розрив (наприклад, -о вище 830МПа (120кілофунтів/кв. дюйм), та низьку вартість, але при цьому мають відносно високу ТПВК взагалі й с особливо в зоні термічного впливу (З3ТВ) при зварюванні. Як правило, для цих сталей характерне зниження :з» зварюваності й низькотемпературної ударної в'язкості по мірі збільшення міцності на розрив. З цієї причини сучасні відомі промислові ВМНЛ сталі, як правило, не розглядаються як матеріали, придатні до застосування при кріогенних температурах. Висока ТПВК у ЗТВ таких сталей, як правило, пояснюється утворенням небажаних сл 395 мікроструктур, які виникають у результаті теплових циклів при зварюванні у крупнозернистій та міжкритично повторно нагрітій ЗТВ, тобто у ЗТВ, нагрітій до температури в інтервалі від температури фазового перетворення (Се) Асі до температури фазового перетворення Ас 3 (див. у глоссарії визначення температур фазового їз перетворення Ас); та Асз ТПВК суттєво зросту є із збільшенням розміру зерна й окрихчуючих мікроструктурних складаючих, таких як ділянки мартенситу-аустеніту (МА) у ЗТВ. Наприклад, "ТПВК у ЗТВ відомої ВМЛН сталі ко 50 Х100 для нафто- та газопроводів вище ніж приблизно - 507 (-60"Р). Існує важливий стимул у галузі

Ф енергозбереження й транспортування, щоб розробити нові сталі, які б з'єднали в собі низькотемпературну ударну боязкість вищезгаданих промислових нікелевих статей з високою міцністю й економічністю ВМНЛсталей, а також забезпечили відмінну зварюваність й вимагають характеристики по всій товщині, тобто практично однорідні мікроструктуру й властивості (наприклад, міцність й ударну в'язкість) при товщині більше 2,5см (1 99 дюйм).

ГФ) Для некріногенних застосувань більшість відомих промислових низько- та середньовуглецевих ВМНЛ сталей, 7 у силу їх відносно низької ударної в'язкості при високій міцності, або розраховуються на використання тільки частини їх міцності, або альтернативно обробляються до одержання більш низької міцності, щоб забезпечити допустиму ударну в'язкість. У інженерних застосуваннях такі розв'язання приводять до збільшення товщини 60 профіля, отже, до збільшення ваги елементів та, в решті-решт, до більш високої вартості порівняно з тим випадком, коли повністю може бути використана потенціальне висока міцність ВМНЛ сталей. У деяких важливих застосуваннях, таких як машинобудувальні зубчасті передачі, використовуються сталі, які містять більш ніж приблизно Змас.9о Мі (наприклад, АІ5І 48ХХ, ЗАЕ 93ХХ, та ін.) для збереження достатньої ударної в'язкості.

Проте таке рішення пов'язано із значними витратами на одержання високої міцності ВМНЛ сталей. Ще однією бо проблемою, пов'язаною з використанням стандартних промислових ВМНЛсталей, є кисневе розтріскування у

ЗТВ, особливо при застосуванні зварювання з низькою погонною енергією.

Існує великий економічний стимул й деяка технічна необхідність у економічному підвищенні ударної в'язкості низьколегованих сталей при високій та ультрависокій міцності. Зокрема, існує потреба у сталі, яка б при помірній ціні володіла б ультрависокою міцністю, наприклад, міцність на розрив вище 830МПа (12бкілофунтів/кв. дюйм) й відмінною ударною в'язкістю при кріогенній температурі, наприклад, ТПВК нижче ніж приблизно -737С (100"Р), як в основному листі, так і в ЗТВ, для технічного застосування при кріогенних температурах.

Отже, основне завдання даного винаходу в тому, щоб поліпшити відомі технології виробництва ВМНЛ 70 сталей, що застосовуються при кріогенних температурах, в трьох ключових галузях: (і) зниження ТПВК до менш ніж приблизно - 73"С (-100"Р) у основної статі та ЗТВ при зварюванні; (ії) забезпечення міцності на розрий вище, ніж 830МПа (120Окілофунтів/кв. дюйм); та (ії) забезпечення високої зварюваності. До других задач винаходу належить одержання вищезгаданих ВМНЛ сталей з практично однорідною по всій товщині мікроструктурою й властивостями при товщині більш ніж приблизно 2,5см (Ідюйм) з використанням сучасних /5 Методів обробки, щоб забезпечити економічно можливе застосування цих сталей в промислових процесах з кріогенними температурами.

Відповідно до перерахованих вище задач запропонований спосіб обробки, при якому сляб із низьколегованої сталі із заданим хімічним складом підігрівають до відповідної температури, потім піддають гарячій прокатці для одержання стального листа й швидко охолоджують у кінці гарячої прокатки шляхом загартування придатною 2о Відиною, наприклад водою, до температури припинення загартування (ТП3). щоб одержати двухфазну мікроструктуру, що містить, переважно, приблизно 10-4006.95 феритної фази й приблизно 60-9006.95 другої фази із переважно дрібнозернистого пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей. У контексті даного опису під загартуванням розуміється прискорене охолодження будь-яким засобом. при якому використовується рідина, яка вибирається з врахуванням її властивостей збільшувати швидкість охолодження с ов сталі, на противагу охолодженню сталі на повітрі до температури навколишнього середовища. Відповідно до о одного варіанту виконання винаходу стальний лист після припинення загартування охолоджується на повітрі до температури навколишнього середовища.

Також відповідно до задач винаходу, сталі, оброблені у відповідності до винаходу, особливо придатні для багатьох застосувань при кріогенних температурах за рахунок того, що ці сталі мають такі характеристики, «о зо переважно, для стального листа товщиною приблизно 2.5см (Ідюйм) та більше: (ї) ТПВК нижча, ніж приблизно -137С (-100"Р) в основній сталі та в ЗТВ при зварюванні; (її) міцність на розрив вища приблизно 830МПа с (12бкілофунтів/кв. дюйм), переважно, вища ніж приблизно 860МПа (125кілофунтів/кв. дюйм), найкраща, вища ніж «г приблизно 900МПа (1ЗОкілофунтів/кв. дюйм), (ії) більш високу зварюваність: (ім) практично однорідну мікроструктуру й властивості по всій товщині, та (М) підвищену ударну в'язкість порівняно із стандартними ме) зв промисловими ВМНЛ сталями. Ці сталі можуть мати міцність на розриє вищу, ніж приблизно 930МПа ю (135кілофунтів/кв. дюйм), або вище, ніж 965МПа (14Окілофунтів/кв. дюйм), або вище, ніж приблизно 1000Мпа (145кілофунтів/кв. дюйм).

Надалі винахід пояснюється описом прикладів його виконання із зноскою на креслення, що додаються, на яких «

Фіг.1 схематично зображує траєкторію звивистої тріщини у двухфазній мікрокомпозиційній структурі сталі пт») с відповідно до винаходу,

Фіг2А схематично зображує розмір зерна аустеніту у стальному слябі після повторного нагрівання з відповідно до винаходу,

Фіг.28 схематично зображує попередній розмір зерна аустеніту (див. розшифровку) у стальному слябі після

Гарячої прокатки в інтервалі температур, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, але не до гарячої с прокатки у інтервалі температур, в якому не відбувається рекристалізація аустеніту, відповідно до винаходу, та

Фіг2С схематично зображує витягнуту плоску структуру (у формі перепічки) зерна в аустеніті з дуже малим ік ефективним розміром зерна у напрямі по товщині стального листа після завершення ТМРП відповідно до ї5» винаходу.

Не дивлячись на те. що винахід описано на прикладі кращих варіантів його виконання, він ними не де обмежується. Навпаки, винахід охоплює всі альтернативи, модифікації й еквіваленти, які можуть підпадати під

Ф обсяг захисту винаходу, що визначається формулою винаходу.

Винахід належить до розробки нових ВМНЯЛ сталей, які розв'язують перераховані вище проблеми, за рахунок одержання ультрадрібнозернистої двухфазної структури. Така двухфазна мікрокомпозиційна структура ов переважно складається із м'якої феритної фази й міцної другої фази із переважно пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей. В основу винаходу покладена нова комбінація хімічного

Ф) складу сталі й обробки, яка забезпечує внутрішнє й мікроструктурне термічне поліпшення з більш низькою ТИПВК ка й підвищує ударну в'язкість при високій міцності. Внутрішнє термічне поліпшення досягається за рахунок раціонального балансу важливих легуючих елементів у сталі, як буде детально описано. Мікроструктурне бор термічне поліпшення досягається за рахунок дуже дрібного ефективного розміру зерна, а також забезпечення дуже дрібної дисперсії зміцнюючої фази з одночасним зменшенням ефективного розміру зерна ("середня відстань сковзання") у фериті м'якої фази. Дисперсія другої фази оптимізується таким чином, щоб забезпечити максимальну звивистість ходу тріщини й тим самим збільшити опір поширення тріщин у мікрокомпозиційній сталі. 65 Виходячи із вищесказаного, запропонований спосіб одержання листа із надвисокоміцної двухфазної сталі, яка має мікроструктуру, що містить приблизно 10-4006.95 першої фази, яка складається практично із 100о6.90 фериту ("в основному") та приблизно 60-9006.95 другої фази, що складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей, який заключається в тому, що (а) нагрівають стальний сляб до температури повторного нагрівання, достатньо високої, щоб (ї) суттєво

Гомогенизувати стальний сляб, (її) розчинити практично всі карбіди й карбонітриди ніобію й ванадію у стальному слябі та (ії) сформувати дрібні вихідні зерна аустеніту у стальному слябі; (б) піддають стальний сляб обжиму для одержання стального листа за один або декілька проходів гарячої прокатки в першому інтервалі температур, в якому рекристалізується аустеніт; (с) знову піддають обжиму стальний лист за один або декілька проходів гарячої прокатки у другому інтервалі температур, який нижчий температури Тпг й вище /о температури фазового перетворення Аг»з; (4) ще раз піддають обжиму стальний лист за один або декілька проходів гарячої прокатки у третьому інтервалі температур, який нижчий температури фазового перетворення

Ага й вищий температури фазового перетворення Аг. (тобто в міжкритичному діапазоні температур); (е) загартовують стальний лист при швидкості охолодження приблизно 10-40" за секунду (18-72"Р/сек) до температури припинення загартування (ТПЗ), переважно нижче температури фазового перетворення Ме плюс 7/5. 2007С (З60"Г) та (І) припиняють загартування. У другому варіанті виконання винаходу, ТПЗ переважно нижче температури фазового перетворення Ме плюс 100" (180"Р), найбільш переважно нижче приблизно 3507 (662"г). В одному варіанті виконання винаходу стальний лист охолоджують на повітрі до температури навколишнього середовища після етапу (Її. Така обробка полегшує фазове перетворення мікроструктури стального листа з одержанням приблизно 10-4006.95 першої фази фериту й приблизно 60-9006.95 другої фази, 2ор яка складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей (див. у розшифровці визначення температури Тпг та температури фазового перетворення Аг та

Агі). Для того, щоб забезпечити ударну в'язкість при температурі навколишнього середовища та кріогенних температурах, мікроструктура другої фази у пропонованих сталях містить, переважно, дрібнозернистий нижній бейніт, дрібнозернистий пластинчатий мартенсит або їх суміші. Переважно суттєво зменшити утворення с об Оокрихлюючих складових, таких як верхній бейніт, двійникований мартенсит та МА у другій фазі. У контексті даного винаходу й формули винаходу термін "переважно" означає, принаймні, 5095 об. Остання частина і) мікроструктури другої фази може містити додатковий дрібнозернистий нижній бейніт, додатковий дрібнозернистий пластинчастий мартенсит або ферит. Ще краще, щоб мікроструктура другої фази містила, принаймні, приблизно 60-8006.96 дрібнозернистого нижнього бейніту, дрібнозернистого пластинчатого (й зо мартенситу або їх сумішей. Ще краше, щоб мікроструктура другої фази містила, принаймні, приблизно 90об.90 дрібнозернистого нижнього Сейніту, дрібнозернистого пластинчатого мартенситу або їх сумішей. с

Стальний сляб, оброблений відповідно до винаходу, виготовляють звичайним способом й в одному варіанті «Е виконання винаходу він містить залізо й наступні легуючі елементи, взяті переважно в межах, приведених у наступній таблиці. ме)

Таблиця | ю

Легуючий Межі (мас. 95)

Елемент

Вуглець (С) 0,04-0,12. ще краще 0,04-0,07 «

Марганець (Мп) 0,5-2,5, ще краще 1,0-1,8 шщ с Нікель (Мі) 1,0-3,0, ще краще 1,5-2,5

Ніобій (МБ) 0,02-0,1, ще краще 0,02-0,05 :з» Титан (Ті) 0,008-0,03, ще краще 0,01-0,02

Алюміній (А) 0,001-0,05, ще краще 0,005-0,03

Азот(М) 0,002-0,005, ще краще 0,002-0.003 1

Інколи у сталь добавляють хром (Сг), краще до приблизно 1,Омас.95, ще краще приблизно 0,2-0,бмас.9о. іс) Інколи у сталь добавляють молібден (Мо), краще до приблизно 0,8мас.95, ще краще приблизно 0,1-0,Змас.9о. їз Інколи у сталь добавляють кремній (5і), краще до приблизно 0,01-1,О0мас.9о. найкраще приблизно 0,5-О1мас.оо. іме) Інколи у сталь добавляють мідь (Си), краше до приблизно 0,5мас.бо, ще краще 0,1-1,Омас.95, найкраще

Ф приблизно 0,2-0,4мас.оо.

Інколи у сталь добавляють бор (В), краще до приблизно 0,002Омас.Уо, ще краще приблизно 0,0006-0,001Омас.об.

Стать переважно містить принаймні, приблизно 1мас.9о нікелю. Вміст нікелю у сталі можна збільшити вище приблизно Змас.9о. якщо потрібно поліпшити характеристики після зварювання. Кожний додатковий 195 нікелю

Ф) знижує ТПВК сталі приблизно на 107 (18"Р). Вміст нікелю переважно повинен бути менший Умас.9о, ще краще

ГІ менше, ніж приблизно бмас.9о. Для зменшення вартості сталі краще мінімізувати вміст нікелю. Якщо вміст нікелю перевищує Змас.9о, то можна знизити вміст марганцю від приблизно 0,5мас.9о до О,Омас.9о. во Крім того, краще практично звести до мінімуму затишкові домішки у сталі. Вміст фосфору (Р) краще повинен бути менший приблизно 0,01мас. 95. Вміст сірки (5) краще повинен бути менший приблизно 0,004мас.бо. Вміст кисню (0) краще повинен бути менший 0,002мас.9о.

Обробка стального сляба (1) Зниження ТПВК 65 Забезпечення низької ТПВК, наприклад, нижчої ніж приблизно -737С (-100"Р) є ключовою задачею при розробці нових ВМНЛ сталей, призначених для застосування при кріогенних температурах. Технічна проблема заключається в тому, щоб зберегти/ збільшити міцність при сучасній технології виробництва ВМНЛ сталей, знижуючи при цьому ТПВК, особливо у ЗТВ. У винаході використовується сукупність легування й обробки, направлена на зміну внутрішніх й мікроструктурних вкладів у опір руйнуванню, щоб одержати низьколеговану сталь з високими властивостями при кріогенних температурах як в основному листі, так і в ЗТВ, як буде описано нижче.

У даному винаході для зниження ТПВК основної сталі використовується мікроструктурне термічне поліпшення. Основною складовою такого мікроструктурного термічного поліпшення є зменшення попереднього розміру зерна аустеніту, зміна морфології зерна за допомогою обробки з використанням термомеханічно /о регульованої прокатки (ТРМП) й одержання двухфазної дисперсії у дрібних зернах, все це направлено на збільшення міжфазної площі великокутових меж на одиницю обсягу у стальному листі. Як відомо спеціалістам, термін "зерно" означає окремий кристал у полікристалічному матеріалі, а "межа зерна" означає вузьку зону в металі, яка відповідає переходу від однієї кристалографічної орієнтації до іншої, яка розділяє одне зерно від іншого. У даному контексті "великокутова межа зерна" означає межу зерна, яка розділяє два сусідніх зерна, 7/5 Кристалографічні орієнтації яких відрізняються більш ніж на 8". Поняття "великокутова межа або поверхність розподілу" означає межу або поверхність розподілу, яка дійсно веде себе як великокутова межа зерна тобто має тенденцію до відхилення поширення тріщини або руйнування і тим самим зумовлює звивистість траєкторії руйнування.

Внесок ТМРП у загальну міжфазну площу великокутових меж на одиницю обсягу Зу, визначається наступним 2о Вівнянням:

Зм - 1/аЯ (1-К ж 1/К) - 0,63 (г - 30), де а - середній розмір зерна аустеніту в гарячекатаному стальноме листі перед прокаткою в інтервалі температур, у якому не відбувається рекристалізація аустеніту (попередній розмір зерна аустеніту); сч

К - ступінь обжиму (первоначальна товщина стального сляба/ кінцева товщина стального листа); та г - відсоток обжиму по товщині статі у результаті гарячої прокатки у інтервалі температур, в якому не і) відбувається рекристалізація аустеніту.

Добре відомо, що по мірі збільнення Зм сталі ТПВК зменшується у результаті відхилення тріщини й супроводжувальної звивистості у ході руйнування у великокутових межах. У промисловій практиці ТМРП Ге зо Величина К фіксується для заданої товщини листа, а верхня межа значення г, як правило, складає 75. Як видно із представленого вище рівняння, при даних значеннях К та г можна суттєво збільшити Зм шляхом зменшення 4. с

Для зменшення а у пропонованих сталях застосовується мікролегування Ті - МЬ у комбінації з оптимізованою «г практикою ТМРП. При однаковій сумарній величині обжиму при гарячій прокатці/деформації в сталі з вихідно більш дрібним розміром зерна аустеніту буде одержаний більш дрібний кінцевий розмір зерна аустеніту. Отже, у ме) винаході кількість добавок Ті - МО оптимізовано для практики з низьким підігрівом й одержання необхідного ю уповільнення росту зерна аустеніту під час ТМРП. Як показано на фіг.2А, використовується відносно низька температура підігріву, краще між приблизно 955 та 10657 (1750-1950"Р), для одержання спочатку середнього розміру С" зерна аустеніту менше ніж близько 120 мікрон у повторно нагрітому стальному слябі 20' перед гарячою деформацією. Обробка у відповідності з винаходом виключає надмірний ріст зерна аустеніту, який має «

Місце при використанні більш високих температур підігріву, тобто вищу, ніж приблизно 109572 (20007) у шу с звичайній ТМРП. Щоб сприяти обумовленому динамічною рекристалізацією подрібненню зерна, при гарячій . прокатці застосовуються великі обжими, більше 1095 за один прохід, в інтервалі температур, в якому и?» відбувається рекристалізація аустеніту. Як зображено на фіг.2В, відповідно до винаходу забезпечується середній попередній розмір зерна аустеніту Ю, "(тобто й менше ЗО мікрон, краще менше, ніж приблизно 20 Мікрон, й найбільше переважно менше 10 мікрон, у стальному слябі 20" після гарячої прокатки (деформації) в с інтервалі температур, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, але до гарячої прокатки в інтервалі температур, в якому не відбувається рекристалізація аустеніту. Крім того, для одержання ефективного і, зменшення росту зерна у напряму по товщині, великі обжими, переважно більше 7095 сумарно, виконуються в їх інтервалі температур нижче температури Ту, але вище температури фазового перетворення А 3. На фіг2С 5р показано, що ТМРП відповідно до винаходу приводить до утворення в аустеніті витягнутої структури у формі ю "перепічки" у готовому гарячекатаному стальному листі 20" з дуже дрібним діючим розміром зерна 0" у напрямі

Ф по товщині, наприклад, дійсний розмір зерна 0" менший, ніж близько 10 мікрон, переважно менший 8 мікрон і найменший 5 мікрон, що збільшує міжфазну площу великокутових меж, наприклад, 21, на одиницю обсягу у стальному листі 20", як буде зрозуміло спеціалістам. Чистова прокатка у міжкритичному інтервалі температур дв також приводить до "уплощення" у фериті, що утворюється у результаті розпаду аустеніту під час міжкритичного впливу, а це, в свою чергу, приводить до зменшення його дійсного розміру зерна ("середньої відстані

Ф) сковзання") у напрямі по товщині. Ферит, який утворюється при розпаді аустеніту під час міжкритичного впливу, ка також має високий рівень деформаційної субструктури, яка включає високу щільність дислокацій (наприклад, приблизно 109 або більше дислокацій/см2), що підвищує його міцність. У пропонованих сталях використовуються бо переваги поліпшеного ферита з одночасним підвищенням міцності й ударної в'язкості.

Більш детально, запропоноавну сталь отримують шляхом формування сляба з заданим описаним складом, нагріву сляба до температури приблизно 955-10657С (1750-1950), гарячої прокатки сляба для одержання стального листа за один або декілька проходів з обжимом на 30-70 відсотків у першому інтервалі температур, в якому відбувається рекристалізація аустеніту, наприклад, вище температури Т др наступної гарячої прокатки 65 стального листа за один або декілька проходів з обжимом на 40-80 відсотків у другому інтервалі температур, який нижчий температури Та; й вище температури фазового перетворення Аз, та чистової прокатки стального листа за один або декілька проходів з обжимом на 15-50 відсотків у міжкритичному інтервалі температур, який нижчий температури фазового перетворення Аг/. Потім цей гарячекатаний лист піддають загартуванню при швидкості охолодження приблизно 10-40"С за секунду (18-72"ГР/сек) до температури припинення загартування (ТП3), переважно нижче температури фазового перетворення Ме плюс 2007 (З360"Р), при якому загартування припиняють. У другому варіанті винаходу ТПЗ переважно нижче приблизно температури фазового перетворення

Ме плюс 1007 (180"Р), краще нижче приблизно 3507С (6627). В одному варіанті виконання винаходу стальний лист після припинення загартування охолоджують на повітрі до температури навколишнього середовища.

Як буде зрозуміло спеціалістам, поняття "відсоток обжиму" по товщині належить до відсотка зменшення 7/0 товщини стального сляба або листа перед згаданим обжимом. Тільки з метою пояснення, яке не обмежує обсяг винаходу, стальний сляб товщиною приблизно 25,4см (10 дюймів) можна обжати приблизно на 3095 (відносний обжим 30 відсотків) у першому інтервалі температур до товщини близько 17,8см (/дюймів), потім обжати приблизно на 8095 (відносний обжим 80 відсотків) у другому інтервалі температур до товщини приблизно З3,бсм (1,4дюйма), й потім обжати приблизно на 3095 (відносний обжим З0 відсотків) у третьому інтервалі температур /5 до товщини приблизно 2,5см (1 дюйм). Під "слябом" у даному контексті розуміться плоска стальна заготовка будь-якого розміру.

Стальний сляб переважно нагрівають будь-якими придатними засобами, щоб підвищити температуру практично всього сляба, переважно всього сляба, до заданої температури підігріву, наприклад, помістивши сляб у піч на деякий період часу. Конкретну температуру підігріву, яка повинна використовуватися для якого-небудь го складу сталі у межах даного винаходу, спеціаліст може легко визначити експериментальне або шляхом розрахунків за допомогою придатних моделей. Крім того, спеціаліст зможе легко визначити температуру печі й час нагріву, необхідний для підвищення температури практично всього сляба, переважно всього сляба, до необхідної температури нагріву, звернувшись до стандартних публікацій в цій галузі.

За винятком температури підігріву, яка належить практично до всього сляба, наступні температури, згадані с ов при опису запропонованого способу обробки, є температурами, виміряними на поверхні сталі. Температуру поверхні сталі можна виміряти, наприклад, за допомогою оптичного пірометра або будь-якого іншого пристрою, і) придатного для вимірювання температури поверхні сталі. Згадані тут швидкості охолодження належать до швидкостей у центрі або практично в центрі товщини листа, а температура припинення загартування (ТПЗ) є максимальною, або практично максимальною, температурою, яка досягається на поверхні листа, після «о зо припинення загартування за рахунок теплоти, яка передається із середини товщини листа. Наприклад, під час експериментальних нагрівів складу сталі відповідно до винаходу у центрі, або практично в центрі товщини с стального листа, розташовували термопару для виміру температури в центрі, а температуру поверхні «Е вимірювали за допомогою оптичного пірометра. Визначають кореляцію між температурою у центрі й температурою поверхні для використання під час наступної обробки такого ж. або практично такого ж складу Ме зв сталі, щоб можна було визначити температуру в центрі шляхом прямого виміру температури поверхні. ю

Спеціаліст зможе також визначити потрібну температуру й витрати охолоджувальної рідини для досягнення потрібної швидкості прискореного охолодження, звернувшись до опублікованих стандартів у цій галузі.

При будь-якому складі сталі у рамках даного винаходу температура, яка визначає межу між діапазоном рекристалізації й діапазоном відсутності рекристалізації тобто температура Тпг, залежить від хімічного « кладу сталі, особливо концентрації вуглецю й ніобію, від температури повторного нагріву перед прокаткою й ств) с степінню обжиму, яка забезпечується під час проходів прокатки. Спеціалісти зможуть визначити цю температуру для конкретної сталі відповідно винаходу експериментальне або за допомогою модельних розрахунків. ;» Аналогічно, температури фазового перетворення Аг, Агз, Ме, згадані у даному контексті, спеціалісти зможуть визначити для будь-якої стадії відповідно до винаходу експериментальним шляхом або за допомогою Модельних розрахунків. с У результаті описаної практики ТМРІ забезпечується високе значення Зу. Крім того, двухфазна мікроструктура, яка отримується під час швидкого охолодження, додатково збільшує міжфазну площу за рахунок і, забезпечення багаточисельних великокутових поверхонь розподілу й меж, тобто поверхонь розподілу феритна ї5» фаза/друга й межа пластинчатий мартенсит/нижній бейніт, як буде обговорено нижче. Дуже виражена текстура, о яка утворюється у результаті інтенсифікованої прокатки у міжкритичному діапазоні температур, створює ю багагошарову структуру у напрямі по товщині, яка складається із почергових листів феритної м'якої фази та

Ф другої твердої фази. Така конфігурація, схематично зображена на фіг.1, приводить до суттєвої звивистості траєкторії тріщини 12 у напрямі по товщині. Це пояснюється тим, що тріщина 12, яка, наприклад, зароджується у феритній м'якій фазі 14, змінює плоскості, тобто змінює напрям на великокутовій поверхні розподілу і 8 між дв феритною фазою 14 та другою фазою 16 у результаті різної орієнтації плоскостей спайності та сковзання у цих двох фазах. Поверхня розподілу 18 має високу стійкість міжфазного зв'язку, що викликає відхилення тріщини 12

Ф) замість розриву міжфазного зв'язку. Крім того, коли тріщина 12 входить у другу фазу 16, її поширення ка додатково гальмується, як буде описано нижче. Пластинчатий мартенсит/нижній бейніт у другій фазі існує у вигляді пачок з великокутовими межами між ними. У "перепічці" утворюється декілька пачок. Це забезпечує бо додаткове поліпшення структури, що веде до збільшення звивистості у поширенні тріщин 12 через другу фазу у перепічці. У результаті цього у двухфазній структурі сталей відповідно до винаходу значно збільшується опір поширенню тріщини 12 і дякуючи сукупності таких факторів, як багатошарова текстура, надлом плоскості тріщини на міжфазних поверхнях розподілу й відхилення тріщини у другій фазі. Це приводить до значного збільшення м й, отже, до зменшення ТПВК. 65 Хоча описані вище мікроструктурні розв'язання корисні для зниження ТПВК у основному стальному листі, вони не повністю ефективні для збереження достатньо низької ТПВК у крупнозернистих областях ЗТВ при зварюванні. Відповідно до даного винаходу запропонований спосіб збереження достатньо низький ТПВК у крупнозернистих областях ЗТВ при зварюванні за рахунок використання властивих ефектів легуючих елементів, як буде описано нижче.

Визнані феритні сталі для кріогенних температур засновані на обсягово-центрованій кубічній (ОЦК) кристалічній решітці. Хоча така кристалічна система забезпечує можливість одержання високої міцності економічним шляхом, її недолік заключається у різкому переході від в'язкого до крихкого руйнування при зниженні температури. Це можна, в основному, пояснити високою чуттєвістю критичної дозволеної напруги зсуву (КДНЗ (визначення приводиться) до температури в ОЦК системах, де КДНЗ різко зростає зі зменшенням 7/0 температур, що утруднює процеси зсуву й, таким чином, в'язке руйнування. З другого боку, критична напруга для процесів крихкого руйнування, такого як руйнування по плоскостях спайності, менш чуттєве до температури.

Тому із зниженням температури руйнування по плоскостях спайності стає переважним режимом руйнування, який веде до зародження низькоенергетичного крихкого руйнування. КДНЗ є характерною властивістю сталі, яка чуттєва до тієї легкості, з якою дислокації можуть поперечно сковзатися при деформації, тобто сталь, у якої /5 легше відбувається поперечне сковзання, буде мати низьке КДНЗ, а отже й низьку ТПВК. Відомо, що деякі гранецентровані кубічні (ГЦК) стабілізатори, такі, як Мі, допомагають поперечному сковзанню, тоді як

ОЦК-стабілізуючі легуючі елементи, такі як 5і, АІ, Мо, МБ та М, перешкоджають поперечному сковзанню. У даному винаході вміст ГЦК-стабілізуючих легуючих елементів, таких як Мі, переважно оптимізовано з врахуванням вартості та їх внеску у зниження ТПВК, при цьому легування Мі переважно складає, принаймні, приблизно 1,0мас.9о й вище, ще краще, принаймні, приблизно 1,5мас. о, а вміст ОЦК-стабілізуючих легуючих елементів у сталі суттєво зменшено.

У результаті внутрішнього та мікроструктурного термічного поліпшення, обумовленого унікальною комбінацією хімічного складу й обробкою сталей відповідно до винаходу, сталі мають високу ударну в'язкість при кріогенних температурах як в основному листі, так і в ЗТВ після зварювання. ТПВК в основному листі і в сч

ЗТВ після зварювання в цих сталях нижчий, ніж приблизно - 737С (-100"Р), й може бути нижчою, ніж приблизно -1072С (-1602Б). і) (2) Міцність на роз вища 830МПа (12Окілофунтів/кв.дюйм) та однорідність мікроструктури й властивостей по всій товщині

Міцність двухфазних мікрокомпозиційних структур визначається обсягною часткою й міцністю складаючих Ге зо фаз. Міцність другої фази (мартенсит/нижній бейніт) в основному залежить від вмісту вуглецю. У даному винаході особливі зусилля направлені на забезпечення необхідної міцності за рахунок, в основному, с регулювання обсягової частки другої фази, щоб забезпечити міцність при відносно низькому вмісту вуглецю із «г супутніми перевагами у частині зварюваності й високої ударної в'язкості як в основній сталі, так і в ЗТВ. Для досягнення міцності на розрив вище 830МПа (120Окілофунтів/кв. дюйм) та вище, обсягна частка другої фази ме)

Зв повинна бути переважно в інтервалі від приблизно 60-9006.95. Це досягається шляхом вибору відповідної ю температури чистової прокатки при міжкритичній прокатці. Переважний вміст С у всьому сплаві складає мінімум приблизно О,04мас.бо для досягнення міцності на розрив, принаймні, приблизно 1000МПа (145кілофунтів/кв. дюйм).

Хоча інші легуючі елементи крім С у запропонованих сталях практично не мають значення для максимально « допустимої міцності сталі, бажано, щоб ці елементи забезпечували необхідну однорідність мікроструктури й пл») с міцність по всій товщині для товщини листа більше 2,5см (1 дюйм) й інтервала швидкостей охолодження, необхідних для забезпечення гнучкості обробки. Це являється дуже важливим, оскільки дійсна швидкість ;» охолодження у середній частині товстого листа менша, ніж на поверхні. Мікроструктура поверхні й центра може таким чином бути абсолютно різною, якщо сталь не була спроектована так, щоб удалити її чуттєвість до різниці швидкостей охолодження поверхні й центра листа. В цьому відношенні дуже ефективні легуючі домішки Мп й с Мо, й особливо комбіновані домішки Мо й В. У даному винаході ці добавки оптимізовані з вразуванням факторів прокалювання, зварюваності, низької ТПВК й економічності. Як згадувалось раніше в даному описі, з точки зору ік зниження ТПВК важливо, щоб усі легуючі ОЦК домішки були зведені до мінімуму. Кращі хімічні склади й ї5» інтервали визначені таким чином, щоб задовольнити ці й інші вимоги даного винаходу. (3) Висока зварюваність при зварюванні з низькою погонною енергією ю Запропоновані сталі характеризуються високою зварюваністю. Найбільш важливою проблемою, особливо

Ф при зварюванні з низькою погонною енергією, є холодне або кисневе розтріскування у крупнозернисті ЗТВ. Було виявлено, що у запропонованих сталях на схильність до холодного розтріскування особливий вплив виявляє вміст вуглецю й тип мікроструктури ЗТВ, а не твердість й вуглецевий еквівалент, які раніше вважались важливими параметрами. Щоб уникнути холодного розтріскування, коли сталь піддається зварюванню без повторного нагрівання або при низькому повторному нагріванні (нижче, ніж приблизно 1007 (212"Р), краща (Ф, верхня межа додавання вуглецю складає приблизно 0,1мас.95. У контексті даного винаходу без обмеження в ка будь-якому аспекті під "зварюванням з низькою погонною енергією" розуміється зварювання з застосуванням енергії дуги до приблизно 1,5 кілоджоулів (кДж) на міліметр (кКДж/мм) (7,бкКДж/дюйм). 60 Мікроструктури нижнього бейніту або самовідпущеного пластинчатого мартенситу забезпечують високий опір холодному розтріскуванню. Інші легуючі елементи у запропонованих сталях старанно збалансовані у відповідності до вимог загартування й міцності, щоб забезпечити утворення цих бажаних мікроструктур У крупнозернистій ЗТВ.

Роль легуючих елементів у стальному слябі 65 Нижче описується роль різних легуючих елементів та кращі інтервали їх концентрації відповідно до винаходу.

Вуглець (С) є одним з найбільш ефективних зміцнюючих елементів у сталі. Він також з'єднується з сильними карбідоутворюючими елементами у сталі, такими як Ті, Мо та М, забезпечуючи гальмування росту зерен й дисперсійне отвердіння. Вуглець також підсилює прокалюваність, тобто здатність утворювати більш тверду й стійку мікроструктуру у сталі під час охолодження. Якщо вміст вуглецю менший 0,04мас.9о, то цього, як правило, недостатньо для зміцнення, а саме, міцність на розрив вища 830МПа (120Окілофунтів/кв. дюйм), у сталі. Якщо вміст вуглецю вищий, ніж приблизно 0,12мас. 95, то сталь, як правило, схильна до холодного розтріскування під час зварювання, й ударна в'язкість знижується у стальному листі та в ЗТВ після зварювання. Вміст вуглецю у діапазоні приблизно 0,04-0,12мас.о є кращим для одержання необхідних мікроструктур ЗТВ, тобто самовідпущеного пластинчатого мартенситу й нижнього бейніту. Ще краще, щоб верхня межа вмісту вуглецю 7/0 складала приблизно 0,07мас.Оо.

Марганець (Мп) є матричним зміцнюючим елементом у сталях й також вносить великий внесок у загартованість. Мінімальна кількість О,5мас.о Мп є кращою для досягнення необхідної високої міцності при товщині листа, яка перевищує приблизно 2,5см (1 дюйм), а ще краще вміст, принаймні, приблизно 1,0мас.9о Мп.

Проте дуже великий вміст Мп може згубно вплинути на ударну в'язкість, тому у винаході кращою є верхня межа приблизно 2,5мас.9о Мп. Ця верхня межа також краща для суттєвого зменшення сегрегації по центральній лінії, яка виникає у безперервно розлитих сталях з високим вмістом Мп, й супутній неоднорідності мікроструктури й властивостей по товщині. Найкраща верхня межа вмісту Мп складає приблизно 1,8мас.9о. Якщо збільшити вміст нікелю вище Змас.9о, то можна забезпечити необхідну високу міцність без добавки марганцю. Тому у широкому розумінні краще мати вміст до приблизно 2,5мас.9о марганцю.

Кремній (5і) добавляють у сталь з метою розкислення, й для цього краще мати мінімум приблизно 0,01мас.об.

Проте, 5і є сильним ОЦК-стабілізатором й тому підвищує ТПВК, а також негативно впливає на ударну в'язкість. З цієї причини при добавці 5і його краща верхня межа повинна бути приблизно 0,5мас.бо 5і. Краще, щоб верхня межа вмісту Зі складала приблизно 0,1мас.9о. Кремній не завжди необхідний для розкислення, оскільки цю ж функцію можуть виконувати алюміній або титан. сч

Ніобій (МБ) добавляють для того, щоб сприяти подрібненню зерна мікроструктури катаної сталі, що поліпшує як міцність, так і ударну в'язкість. Випадання карбіду ніобію під час гарячої прокатки служить для і) уповільнення рекристалізації й гальмування росту зерен, забезпечуючи тим самим засіб для подрібнення зерна аустеніту. З цих причин краще мати вміст, принаймні, приблизно 0.02мас.бо ніобію. Проте. МБО є сильним

ОЦК-стабілізатором й тим самим підвищує ТПВК. Дуже велика кількість МО може зашкодити зварюваності й Ге зо ударній в'язкості ЗТВ, тому краще мати вміст приблизно 0,1мас. 95. Найкраща верхня межа вмісту МО складає приблизно О,О05мас.оо. с

Титан (Ті), якщо його добавити у невеликій кількості, ефективний для утворення частинок нітриду титану «г (ТІМ), які зменшують розмір зерна у катаній структурі й ЗТВ сталі. Тим самим поліпшується ударна в'язкість сталі. Ті добавляють у такій кількості, щоб співвідношення маси Ті/М складало краще 3/4. Ті є сильним ОЦК- ме) стабілізатором й підвищує ТПВК. Надлишок Ті негативно впливає на ударну в'язкість сталі із-за утворення більш ю крупних частинок ТІМ або карбіду титану (ТіС). Вміст Ті нижче приблизно 0,08мас.о не може забезпечити достатньо дрібне зерно або зв'язати М, яке міститься у сталі, в ТІМ, тоді як більш ніж приблизно 0,0Змас.о може викликати погіршення ударної в'язкості. Ще краще сталь повинна містити, принаймні, приблизно 0,01мас.оо

Ті, але не більше ніж приблизно 0,02мас.оо Ті. «

Алюміній (АїЇ) добавляють у сталі відповідно до винаходу з метою розкислення. Для цього кращим має бути з с вміст, принаймні приблизно 0,002мас.9о АЇ, а ще краще, принаймні, приблизно 0,01мас.9о АЇ. АЇ зв'язує азот, розчинений у ЗТВ. Проте АЇ є сильним ОЦК-стабілізатором й тому підвищує ТПВК. Якщо вміст АЇ! дуже високий, ;» тобто вищий приблизно 0,О05мас.Оо, то існує тенденція до утворення включень типу окису алюмінію (Аї 205), які негативно впливають на ударну в'язкість сталі й її ЗТВ. Ще кращою верхньою межею для вмісту АЇ є приблизно

О,ОЗмас.оо. с Молібден (Мо) підвищує прокалюваність сталі при прямому загартуванні, особливо у сукупності з бором й ніобієм. Проте Мо є сильним ОЦК-стабілізатором й підвищує ТПВК. Надлишок Мо сприяє холодному ік розтріскуванню після зварювання й погіршує ударну в'язкість сталі у ЗТВ, тому, якщо добавляється Мо, то їх краще, щоб його максимум становив 0,8мас.бУо. Найкраще при добавці Мо, щоб сталь містила, принаймні, приблизно 0,1мас.95 Мо й не більше ніж 0,Змас.9о Мо. ю Хром (Сг) має тенденцію підвищувати прокалюваність сталі при прямому загартуванні. Ст також поліпшує

Ф корозійну стійкість й опір кисневому розтріскуванню (КР). Подібно до Мо, надлишок Ст підвищує холодне розтріскування у зварних виробах й погіршує в'язкість сталі й її ЗТВ, так що при добавці Ст його вміст повинен переважно мати максимум приблизно 1,О0мас.95о. Найкраще при добавці Сг мати його вміст у межах 0,2-0,бмас.оо.

Нікель (Мі) є важливою легуючою добавкою до пропонованих сталей для одержання необхідної ТПВК,

Ф) особливо у ЗТВ. Він є одним із самих сильних ГЦК-стабілізаторів у сталі. Добавка Мі у сталь підсилює ка поперечне сковзання й тим самим знижує ТПВК. Хоча й не в такій мірі, якдобавки Мо й Мп, добавка Мі в сталь також поліпшує прокалюваність й тим самим однорідність мікроструктури й властивостей по товщині у товстих бо розрізах (тобто товстіше, ніж приблизно 2,5см (1 дюйм). Для досягнення необхідної ТПВК у ЗТВ зварювання мінімальний вміст Мі краще повинен складати приблизно 1,О0мас.9о, краще приблизно 1,5мас.9о. Оскільки Мі є дорогоцінним легуючим елементом, для зменшення вартості сталі вміст Мі у сталі повинен бути краще меншим, ніж приблизно З,Омас.9о, ще краще 2,5мас.Уо, а ще краще менше, ніж приблизно 2,0мас.9о й найкраще менше, ніж приблизно 1,вмас.9б5. 65 Мідь (Си) є ГКЦ-стабілізатором у сталі й у невеликих кількостях може внести внесок у зниження ТПВК. Си також підвищує корозійну й НІС стійкість. При більш високій кількості Си викликає надлишкове дисперсійне твердіння за рахунок виділення є-міді. Це виділення, якщо воно не контролюється належним чином, може підвищити ударну в'язкість й підвищити ТПВК як в основному листі, так і в ЗТВ. Більш високий вміст Си може також обумовити крихкість у процесі розливки й гарячої прокатки сляба, так що потрібна сумісна добавка Мі для пригнічення цього ефекту. Із згаданих вище причин, коли у запропоновані сталі добавляється мідь, її верхня межа повинна становити приблизно 1,Омас.95 Си, найкраще приблизно 0,4мас.бо Си.

Бор (В) у невеликих кількостях може суттєво підвищити прокалюваність сталі й сприяти утворенню мікроструктури пластинчатого мартенситу, нижнього бейніту й фериту у сталі за рахунок пригнічення утворення верхнього бейніту як у основному листі, так і в крупнозернист!й ЗТВ. Як правило, для досягнення цієї мети 70 необхідно, принаймні, приблизно 0,0004мас.оо В. Коли бор добавляють у запропоновані сталі, його вміст переважно повинен складати приблизно 0,0006-0,002Омас.9о, причому найкраща верхня межа повинна складати приблизно 0,0010. Проте бор може виявитися зайвим, якщо інші легуючі добавки у сталі забезпечують відповідну прокалюваність й потрібну мікроструктуру. (4) Кращий склад сталі, коли необхідна післязварювальна термообробка (ПЗТО).

ПЗТО, як правило, виконується при високій температурі, наприклад вище, ніж приблизно 5407 (1000"Р).

Термічна дія ПЗТО може призвести до втрати стійкості основного листа, а також у ЗТВ після зварювання із-за пом'якшення мікроструктури, пов'язаного з відновленням субструктури (тобто до втрати переваг, забезпечених обробкою) й до збільшення часток цементіта. Для усунення цієї проблеми хімічний склад основної сталі, описаний вище, краще модифікують шляхом добавки невеликої кількості ванадію. Ванадій добавляють для забезпечення дисперсійного отвердіння за рахунок формування дрібних часток карбіду ванадію (МС) в основній сталі й ЗТВ після ПЗТО. Це отвердіння призначено для компенсації втрат міцності після ПЗТО. Проте, варто уникати надлишкового МС отвердіння, оскільки воно може погіршити ударну в'язкість й підвищити ТВПК як в основному листі, так і в ЗТВ. З цих причин у даному винаході краща верхня межа вмісту М складає 0,мас.Оо.

Нижня межа краще повинна складати приблизно 0,02мас.9о. Найкраща добавка М у сталь складає приблизно с 0,03-0,05мас.оо.

Така унікальна комбінація властивостей у сталях відповідно до винаходу забезпечує економічну технологію і) для окремих операцій при кріогенних температурах, наприклад, для зберігання й транспортування природного газу при низьких температурах. Ці нові сталі можуть забезпечити суттєву матеріальну економію для застосувань при кріогенних температурах порівнянне з відомими промисловими сталями, для яких, як правило, потрібний Ге зо більш високий вміст нікелю (до приблизно Омас.9о), які мають набагато меншу міцність (менше ніж приблизно 830МПа (120кілофунтів/кв. дюйм). Для зниження ТПВК й забезпечення однорідних механічних властивостей по с всій товщині при товщині розрізу більше 2,5см (їІдюйм) використовується спеціальний хімічний склад й «Е мікроструктура. Ці нові сталі переважно містять менше ніж приблизно Змас.9о нікелю, мають міцність на розрив більше ніж 83ОМЛА (120кілофунтів/кв. дюйм), краще більше, ніж приблизно 860МПа (125кілофунтів/кв. дюйм) й ме) найкраще більше, ніж приблизно 900МПа (1ЗОкілофунтів/кв. дюйм), температуру переходу із в'язкого стану у ю крихкий (ТВПК) нижчу, ніж приблизно -7307С (-100"Р) й мають високу ударну в'язкість при ТПВК. Нові сталі можуть мати міцність на розриє вищу, ніж приблизно 930МПа (1З5кілофунтів/кв. дюйм), або вище, ніж приблизно 965МПа (140Окілофунтів/кв. дюйм), або ще вищу, ніж приблизно 1000МПа (145кілофунтів/кв. дюйм). Якщо бажано поліпшити характеристики після зварювання, то вміст нікелю у цих сталях можна збільшити до рівня вищого, ніж « приблизно Змас. 95. Очікується, що добавка кожного Тмас.9о нікелю знижує ТПВК сталі приблизно на 107С (187). ств) с Вміст нікелю переважно повинен бути меншим, ніж Умас.95, краще меншим, ніж приблизно бмас.9о. Вміст нікелю краще мінімізувати, щоб знизити вартість сталі. ;» Незважаючи на те, що винахід описаний на основі кращих варіантів його виконання, в нього можуть бути внесені зміни, які не виходять за межі обсягу винаходу, який визначається нижчеприведеною формулою

ВИНАХОДУ. с Розшифровка термінів к перетворення ї АСІ перетворення о АСЗ перетворення

Аг

Ф) Температура фазового Температура, при якій при охолодженні починається перетворення аустеніту ферит; перетворення де де й 69 напруга зсуву) при деформації, тобто сталь, в якій легше відбувається поперечне сковзання, має низьке КРНС, а отже й низьку ТПВК;

Кріогенна температура Будь-яка температура нижча - 407С (-40"Р) б5 в'язкого стану у крихкий) відбувається як низькоенергетичний (крихкий) надлом, а при температурах вище ТПВК - як високоенергетичний в'язкий надлом; розподіляюча тим самим одне зерно від ІНШОГО; о поверхня розподілу відхилити тріщину, яка поширюється, або руйнування й тим самим викликає звивистість ходу руйнування; приблизно 89; ів температури фазового перетворення Асз; температур від температури фазового перетворення Агз до температури фазового перетворення Аг при охолодженні; енергією й о перетворення Ге)

М5 аустеніту температур, в якому не відбувається і рекристалізація аустеніту; І«о) зо Загартування У контексті даного винаходу означає прискорене охолодження будь-яким способом, при якому 7-0 ЕНН вюткитня З на противагу повітряному охолодженню; « загартування (ТПЗ) загартування у результаті передачі тепла із середини товщини листа; Ге») щі ви « й - с

Claims (1)

1. ;» Формула винаходу о 1. Спосіб виготовлення листа із двофазної сталі, що має температуру переходу із в'язкого стану у крихкий Ге) (ТПВК) нижчу, ніж -73 "С (-100 "Р) як в основному листі, так і в зоні термічного впливу (ЗТВ), й мікроструктуру, яка містить 10-40 об. 95 першої фази, яка складається в основному з фериту, й 60-90 об. 95 о другої фази, яка складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого ГІ 20 нижнього бейніту або їх сумішей, причому цей лист зі сталі одержують зі сталевого сляба, що містить залізо й наступні легуючі елементи, мас. 90: ши 0,04-0,12 С, принаймні від 1 до менше, ніж 9 Мі, 0,02-0,1 МБ, 0,008-0,03 Ті, ГФ) 0,001-0,05 АЇ та 0,002-0,005 М, де крім того, спосіб полягає в тому, що (а) нагрівають вказаний стальний сляб до температури (ї) достатньо високої, щоб суттєво гомогенізувати 60 стальний сляб й розчинити практично всі карбіди й карбонітриди ніобію й ванадію у стальному слябі, й (ії) достатньо низької, щоб сформувати дрібні вихідні зерна аустеніту у стальному слябі; (Б) піддають стальний сляб обтиску для одержання стального листа за один або декілька проходів гарячої прокатки у першому інтервалі температур, у якому відбувається рекристалізація аустеніту; (с) знову піддають стальний лист обтиску за один або декілька проходів гарячої прокатки у другому бо |Інтервалі температур, який нижчий за температуру Тиг та вищий за температуру фазового перетворення Аг;

   (4) ще раз піддають стальний лист обтиску за один або декілька проходів гарячої прокатки у третьому інтервалі температур, що знаходиться між температурою фазового перетворення Аг »з і температурою фазового перетворення Аг; (е) загартовують стальний лист при швидкості охолодження 10-40 "С на секунду (18-72 "Р/сек) до температури припинення загартування (ТП), яка нижча за температуру фазового перетворення М» плюс 200 70 (360 Р); (0) припиняють загартування.

   2. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що температура нагріву на етапі (а) становить від 955 "С до 1065

   7/0. 7б (1750 - 1950 Р).

   З. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що дрібні вихідні зерна аустеніту на етапі (а) мають розмір зерна менший, ніж 120 мікрон.

   4. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що на етапі (б) здійснюють обтиск стального сляба по товщині на 30-7090.

   5. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що на етапі (с) здійснюють обтиск стального листа по товщині на 40-80905.

   6. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що на етапі (4) здійснюють обтиск стального листа по товщині на 15-50906.

   7. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що на етапі (Її) після припинення загартування стальний лист додатково охолоджують на повітрі до температури навколишнього середовища.

   8. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що стальний сляб містить менше 6 мас. 95 МІ.

   9. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що згаданий стальний сляб містить менше З мас. 95 Мі та додатково містить 0,5 - 2,5 мас. 95 Мп.

   10. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що стальний сляб додатково містить принаймні одну добавку, с вибрану із групи, яка складається із наступних легуючих елементів, мас. 90: () до 1,0 Сг; і) (і) до 0,8 Мо; (ії) до 0,5 51; (їм) 0,02-0,10 М; «о зо (м) 0,1-1,0 Си та (мі) до 2,5 Мп. с

   11. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що стальний сляб додатково містить 0,0004-0,0020 мас. 90 В. «

   12. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що перша фаза містить 10-40 об. 956 деформованого фериту.

   13. Лист із двофазної сталі, що має мікроструктуру, яка містить 10-40 об. 95 першої фази, що складається в Ме з5 основному з фериту, й 60-90 об. 95 другої фази, що складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого ю мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей, яка має міцність на розрив вищу за 830 МПа (120 кілофунтів/кв. дюйм), температуру переходу із в'язкого стану у крихкий (ТПВК) нижчу, ніж - 73 "С (-100 "Р) як в основному листі, так і в зоні термічного впливу (З3ТВ), причому згаданий стальний лист одержаний із нагрітого стального сляба, який містить залізо й наступні легуючі елементи, мас.9о: « 20 0,04-0,12 С, - с принаймні від 1 до менше, ніж 9 Мі, 0,02-0,1 МБ, ;» 0,008-0,03 Ті, 0,001-0,05 АЇ та 0,002-0,005 М. с 14. Лист за п. 13, який відрізняється тим, що містить менше, ніж 6 мас. 95 Мі.

   15. Лист за п. 13, який відрізняється тим, що містить менше, ніж З мас. 905 Мі й додатково 0,5-2,5 мас. 95 Мп. се) 16. Лист за п. 13, який відрізняється тим, що додатково містить принаймні одну добавку, вибрану із групи, ї5» що складається із наступних легуючих елементів, мас. 9о: (І) до 1,0 Ст; во (ї) до 0,8 Мо; Ф (ії) до 0,5 51; (їм) 0,02-0,10 М; (м) 0,1-1,0 Си та (мі) до 2,5 Мп.

   17. Лист за п. 13, який відрізняється тим, що додатково містить 0,0004-0,0020 мас. 95 В. Ф) 18. Лист за п. 13, який відрізняється тим, що його мікроструктура містить велику кількість великокутових ка поверхонь розподілу між першою фазою, яка складається переважно з фериту та другою фазою, яка складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого мартеситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх бор бумішей.

   19. Спосіб підвищення опору двофазної сталі до поширення тріщин у листі за п.13, який відрізняється тим, що обробляють стальний лист для одержання мікроструктури, яка містить 10-40 об. 96 першої фази, яка складається в основному з фериту, та 60-90 об. 95 другої фази, яка складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей, причому одержану мікроструктуру 65 оптимізують таким чином, щоб суттєво збільшити звивистість траєкторії тріщини шляхом обробки термомеханічно регульованою прокаткою, яка забезпечує велику кількість великокутових поверхонь розподілу між першою фазою, яка складається в основному із фериту, та другою фазою, яка складається переважно із дрібнозернистого пластинчатого мартенситу, дрібнозернистого нижнього бейніту або їх сумішей.

   20. Спосіб за п. 19, який відрізняється тим, що лист містить добавку принаймні 1,0 мас. 95 Мі з суттєвим Зменшенням добавок ОЦК-стабілізуючих елементів. с щі 6) (Се) с « (о) ІС в) -

   с . и? 1 се) щ» з 50 4) іме) 60 б5