СТАЛЬНОЙ ПРОДУКТ СО СРЕДНИМ СОДЕРЖАНИЕМ МАРГАНЦА ДЛЯ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ И СПОСОБ ЕГО ПРОИЗВОДСТВА
STEEL PRODUCT WITH MEDIUM CONTENT OF MANGANESE FOR USE AT LOW TEMPERATURES AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF

Изобретение относится к стальному продукту со средним содержанием марганца для использования при низких температурах и к способу его производства в виде плоского стального продукта или бесшовной трубы.
В частности, изобретение относится к производству стального продукта из стали со средним содержанием марганца, имеющей превосходную низкотемпературную пластичность и/или высокую прочность, для использования в температурных диапазонах, по меньшей мере до температуры - 196°C, которая, в качестве опции, обладает TRIP-(пластичность, наведенная превращением) и/или TWIP-(пластичность, наведенная  двойникованием) эффектом. Термин «стальные продукты» здесь и далее следует понимать как обозначение, в частности, плоских стальных продуктов, таких как стальные полосы (горяче- или холоднокатаные) или толстые пластины, а также сварные или даже бесшовные трубы, полученные из них.
Европейский опубликованный документ EP 2 641 987 А2 раскрывает высокопрочную сталь со средним содержанием марганца и способ изготовления такой стали. Эта сталь имеет ударный изгиб при надрезе 70 Дж при температуре -196°С и состоит из следующих элементов (содержание дано в весовых процентах относительно стального расплава): С: 0,01 до 0,06; Mn: 2,0 до 8,0; Ni: 0,01 до 6,0; Мо: 0,02 до 0,6; Si: 0,03 до 0,5; Al: 0,003 до 0,05; N: 0,0015 до 0,01; P: до 0,02; S: до 0,01; при этом остаток – это железо и неизбежные примеси. Утверждается, что эта сталь отличается тем, что может производиться более экономичным способом, чем стали, содержащие до 9 вес.% никеля, которые ранее использовались для этих применений. Способ получения плоского стального продукта из описанной выше высокопрочной стали со средним содержанием марганца содержит следующие рабочие этапы: - нагрев стального сляба до температуры 1000°C – 1250°C, - прокатка сляба при конечной температуре прокатки 950°С или ниже при степени обжатия (степень деформации при прокатке) 40% или менее, - охлаждение прокатной стали до температуры 400°С или ниже при скорости охлаждения 2°C/с или более, - и, после охлаждения, дрессировка стали от 0,5 до 4 часов при температуре между 550°С и 650°С. Микроструктура стали содержит, в качестве основной фазы, мартенсит и 3 – 15 об.% остаточного аустенита.
Патент США 5,256,219 раскрывает сталь со средним содержанием марганца для армирующей трубы двери, которая содержит, помимо железа, следующие элементы: C: 0,15 до 0,25%; Mn: 3,4 до 6,1%; P: макс. 0,03%; S: макс. 0,03%; Si: макс. 0,6%; Al: 0,05%; Ni, Cr, Мо: 0 до 1%; V: 0 до 0,15%. Состав микроструктуры стали не приводится.
Патент США 5,310,431 раскрывает коррозионностойкую мартенситную сталь, которая содержит, помимо железа и примесей, следующие элементы: С: 0,05 до 0,15%; Cr: 2 до 15%; Со: 0,1 до 10%; Ni: 0,1 до 4%; Мо: 0,1 до 2%; Ti: 0,1 до 0,75%; B: < 0,1%; N: < 0,02%. В дополнение, описанная сталь также может содержать, например, < 5% Mn.
Патент США 4,257,808 раскрывает сталь c низким содержанием марганца для низкотемпературных применений, при этом никель полностью исключен из её состава.
Патентная заявка Китая CN 103 422 017 А также раскрывает состав стали для стальных труб с применением в низкотемпературном диапазоне, при этом состав содержит (в вес.%): C: 0,02-0,13; Si: 0,15-0,4; Mn: 0,2-0,9; P: ≤ 0,012; S ≤ 0,007; N ≤ 0,012; Мо: 0,008-0,12; Ni: 8,5-9,6, при этом остаток – это железо, включая примеси.
Опубликованный документ США US 2014/0230971 А1 раскрывает высокопрочный стальной лист, имеющий превосходные свойства по деформации, и способ его изготовления. Помимо железа и неизбежных примесей, стальной лист состоит из следующих элементов (в вес.%): С: 0,03 до 0,35; Si: 0,5 до 3; Mn: 3,5 до 10; Р: < 0,1; S: < 0,01; N <0,08. Микроструктура содержит более 30% феррита и более 10% остаточного аустенита.
В опубликованном документе WO 2006/011503 А1 также описан стальной лист со следующим химическим составом, в вес.%: С: 0,0005 до 0,3; Si: < 2,5; Mn: 2,7 до 5; Р: < 0,15; S: < 0,015; Мо: 0,15 до 1,5; В: 0,0006 до 0,01; Al: < 0,15, при этом остаток – это железо и неизбежные примеси. Такая стальная полоса отличается высоким модулем упругости, более 230 ГПа по направлению прокатки.
Европейский опубликованный документ ЕР 2 055 797 А1 относится к ферромагнитному сплаву на основе железа, состав которого содержит один или несколько следующих элементов, в вес.%: Al: 0,01 до 11; Si: 0,01 до 7; Cr: 0,01 до 26, при этом остаток – это железо и неизбежные примеси. В качестве опции, сплав может содержать 0,01 – 5 вес.% Mn и другие элементы.
В дополнение, немецкий опубликованный документ DE 10 2012 013 113 А1 уже описывает так называемые TRIP-стали с доминирующей ферритной базовой микроструктурой с включением остаточного аустенита, с возможностью превращения в мартенсит при деформации (TRIP-эффект). Благодаря сильному холодному затвердеванию, TRIP-сталь достигает высоких значений по равномерному удлинению и прочности на разрыв. В числе прочего, TRIP-стали используются в структурных компонентах, компонентах шасси и компонентах автомобиля, важных при аварии, таких как заготовки из листового металла и сварные заготовки.
В дополнение, опубликованный документ WO 2005/061152 А1 описывает горячие полосы, состоящие из TRIP/TWIP сталей с содержанием марганца 9 – 30 вес.%, причем расплав льют посредством установки горизонтального литья полосы с получением пред-полосы толщиной между 6 и 15 мм, и затем подвергают прокатке с получением горячей полосы.
Принимая во внимание вышесказанное, цель настоящего изобретения – предоставить стальной продукт из марганцевой стали, который может быть изготовлен экономичным способом и имеет выгодное сочетание свойств по прочности и расширению при низких температурах и, в качестве опции, обладает TRIP- и/или TWIP-эффектом. В дополнение, предоставляется способ изготовления такого стального продукта.
Эта цель достигается посредством стального продукта, в соответствии с настоящим изобретением, обладающего признаками по пункту 1 формулы изобретения. Предпочтительные варианты осуществления настоящего изобретения описаны в зависимых пунктах формулы изобретения. В соответствии с настоящим изобретением, способ изготовления такого стального продукта предоставляется с признаками по пунктам 7 или 11 формулы изобретения и по зависимым от них пунктам формулы изобретения.
В соответствии с настоящим изобретением, стальной продукт со средним содержанием марганца для использования при низких температурах с минимальным ударным изгибом при надрезе при температуре -196°C в поперечном направлении ≥ 50 Дж/см² со следующим химическим составом, в вес.%: C: 0,01 до < 0,3; Mn: 4 до < 10; Al: 0,003 до 2,9; Мо: 0,01 до 0,8; Si: 0,02 до 0,8; Ni: 0,005 до 3, предпочтительно 0,01 до 3; Р: < 0,04; S: < 0,02; N < 0,02; при этом остаток – это железо с неизбежными сопутствующими стали элементами, отличающийся тем, что
- для состава сплава уравнение
6 < 1,5 Mn + Ni < 8 выполняется при легировании в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca и Sn,
- или для состава сплава уравнение 0,11 < C + Al < 3 выполняется при легировании в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca и Sn,
- или состав сплава, помимо Ni, содержит по меньшей мере один или несколько следующих элементов: B, V, Nb, Co, W или Zr с легированием в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов: Ti, Cr, Cu, Ca и Sn,
содержит микроструктуру, состоящую из 2 – 90 об.% аустенита, менее 40 об.% феррита и/или бейнита, при этом остаток – это мартенсит или отпущенный мартенсит, с обеспечением превосходной низкотемпературной пластичности при температурах от ниже комнатной температуры до по меньшей мере -196°С и хорошего сочетания свойств по прочности, расширению и деформации.
Вышеупомянутые признаки в отношении этих двух уравнений и дополнительных легирующих элементов, помимо Ni, следует понимать как равные альтернативы и, таким образом, они отделены друг от друга союзом «или».
Кроме того, производство стали со средним содержанием марганца, в соответствии с настоящим изобретением, на основе легирующих элементов C, Mn, Al, Mo и Si является экономически выгодным, поскольку обычно удается избежать увеличения содержания никеля, до 9 вес.%, для достижения низкотемпературной пластичности. Стальной продукт, в соответствии с настоящим изобретением, также имеет, при низких температурах по меньшей мере до температуры - 196°С, содержание стабильного аустенита, который незамедлительно превращается при деформации при низких температурах, но в иных случаях присутствует в метастабильном или стабильном виде. Такое содержание аустенита, по меньшей мере 2 об.%, присутствующее при низких температурах, улучшает низкотемпературную пластичность и, следовательно, свойства по расширению.
Преимущественным образом, стальной продукт, в соответствии с настоящим изобретением, может быть использован в качестве замещения для сталей с высоким содержанием никеля при низкотемпературных применениях, таких как, например, в области кораблестроения, котлостроения/судостроения, строительной техники, транспортных средств, строительства кранов, горнодобывающей промышленности, проектирования машин и установок, энергетики, нефтепромысловых труб, нефтехимии, ветряных турбин, трубопроводов высокого давления, прецизионных труб, труб в общем смысле и для замещения высоколегированных сталей, в частности Cr, CrN, CrMnN, CrNi, CrMnNi сталей.
Элементы, с добавлением, в качестве опции, путем легирования преимущественно имеют следующее содержание, в вес.%: Ti: 0,002 до 0,5; V: 0,006 до 0,1; Cr: 0,05 до 4; Cu: 0,05 до 2; Nb: от 0,003 до 0,1; В: 0,0005 до 0,014; Co: 0,003 до 3; W: 0,03 до 2; Zr: 0,03 до 1; Ca: < 0,004 и Sn: < 0,5.
Стальной продукт, в соответствии с настоящим изобретением, в частности в виде бесшовной трубы, имеет многофазную микроструктуру, состоящую из 2 – 90 об.%, предпочтительно до 80 об.%, или до 70 об.% аустенита, менее 40 об.%, предпочтительно менее 20 об.% феррита и/или бейнита, при этом остаток – это мартенсит или отпущенный мартенсит, и, в качестве опции, обладает TRIP и/или TWIP-эффектом. Часть мартенсита присутствует в виде отпущенного мартенсита, а часть аустенита до 90% может присутствовать в виде двойников отжига или деформации. Сталь может, в качестве опции, обладать TRIP-, а также TWIP-эффектом, при этом часть аустенита может превращаться в мартенсит при последующей деформации/формовке/обработке стальной полосы, причем по меньшей мере 20% исходного аустенита все ещё необходимо сохранять для того, чтобы обеспечить низкотемпературные свойства.
Стальной продукт, в соответствии с настоящим изобретением, также характеризуется повышенной устойчивостью к отложенному образованию трещин (отложенное разрушение) и водородному охрупчиванию. Это достигается в данном случае посредством осаждения карбида молибдена, действующего, как ловушка водорода. В дополнение, сталь обладает высокой устойчивостью к жидко-металлическому охрупчиванию при сварке.
Использование термина «до» в определении диапазона содержания, например, 0,01 до 1 вес.%, означает, что предельные значения – 0,01 и 1 в этом примере – тоже учитываются.
Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, особенно подходит для изготовления толстых пластин или горячих и холодных полос, а также сварных и бесшовных труб, которые могут быть снабжены металлическим или неметаллическим, органическим или различными неорганическими покрытиями.
Стальной продукт преимущественно имеет, при комнатной температуре, предел упругости Rp0.2 от 450 до 1150 МПа, прочность на разрыв Rm от 500 до 2100 МПа и удлинение при разрушении A50 от более 6% до 45%, при этом более высокие прочности на разрыв, как правило, соотносятся с меньшими удлинениями при разрушении и наоборот. Плоский испытательный образец, имеющий начальную измеренную длину A50, использовали при испытаниях на удлинение при разрушении и испытаниях на прочность на разрыв в соответствии с DIN 50 125.
Легирующие элементы обычно добавляют в сталь для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент, таким образом, может влиять на различные свойства в различных сталях. Влияние и взаимодействие обычно сильно зависят от количества, присутствия дополнительных легирующих элементов и состояния раствора в материале. Корреляции изменчивы и сложны. Эффект от легирующих элементов в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением, будет более подробно описан далее. Положительные эффекты от легирующих элементов, используемых в соответствии с настоящим изобретением, будут описаны ниже:
Углерод C: углерод необходим для образования карбидов, стабилизирует аустенит и повышает прочность. Более высокое содержание углерода ухудшает свариваемость и приводит к ухудшению свойств по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание менее 0,3 вес.%. Для осаждения мелких карбидов требуется минимальное добавление углерода 0,01 вес.%. Для оптимального сочетания механических свойств и свариваемости преимущественно задано содержание углерода 0,03 – 0,15 вес.%.
Марганец Mn: марганец стабилизирует аустенит, повышает прочность и ударную вязкость, допуская, в качестве опции, образование мартенсита, наведенное деформацией, и/или двойникование в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением. Содержание менее 4 вес.% недостаточно для стабилизации аустенита и это ухудшает свойства по расширению, при этом, при содержании 10 вес.% и выше, аустенит стабилизируется слишком сильно, таким образом, наведенные деформацией механизмы TRIP- и TWIP-эффекта не становятся достаточно эффективными, и, как результат, прочностные свойства, в частности 0,2% предел упругости, ухудшаются. В соответствии с настоящим изобретением, для марганцевой стали со средним содержанием марганца, предпочтителен диапазон от 4  до < 8 вес.%.
Алюминий Al: алюминий используется для раскисления расплава. Содержание алюминия 0,003 вес.% и более используется для раскисления расплава. При литье это приводит к повышению издержек. Содержание алюминия более 0,03 вес.% полностью раскисляет расплав, влияет на конверсионное поведение и улучшает свойства по прочности и расширению. Содержание алюминия более 2,9 вес.% ухудшает свойства по расширению. При более высоком содержании алюминия также значительно ухудшается поведение при литье в процессе непрерывного литья. Поэтому, задано максимальное содержание 2,9 вес.% при минимальном содержании более 0,003 вес.%. Однако, сталь предпочтительно имеет содержание алюминия 0,03 – 0,4 вес.%.
В дополнение, для содержания Ni > 0,01 вес.%, для суммы C и Al, должно поддерживаться минимальное содержание (в вес.%) более 0,11 и менее 3, в результате чего, посредством С, в частности, увеличивается прочность аустенита, а посредством Al подавляется осаждение нежелательных крупных карбидов. При содержании C + Al, равном 3 вес.% и более, ухудшаются прочностные свойства и затрудняется процесс производства. При общем содержании C + Al, равном 0,11 вес.% или менее, прочность на разрыв > 1200 МПа не может быть достигнута с указанным сплавом после окончательной термообработки.
Кремний Si: легирование кремнием, при содержании более 0,02 вес.%, препятствует диффузии углерода, понижает удельную плотность и улучшает свойства по прочности, расширению и ударной вязкости. В дополнение, при легировании кремнием наблюдается улучшение способности к холодной прокатке. Содержание кремния более 0,8 вес.% приводит к охрупчиванию материала и негативно влияет на способность к деформации при горячей и холодной прокатке и на способность к восприятию нанесенного покрытия, например, посредством оцинковки. Поэтому, задано максимальное содержание 0,8 вес.% при минимальном содержании 0,02 вес.%. Содержание от 0,08 вес.% до 0,3 вес.% оказалось оптимальным.
Молибден Мо: молибден действует как карбидообразующий агент, повышает прочность и повышает устойчивость к отложенному образованию трещин, наведенному водородом, и водородному охрупчиванию. Содержание молибдена более 0,8 вес.% ухудшает свойства по расширению, поэтому, для достаточной эффективности, задано максимальное содержание 0,8 вес.% при минимальном содержании 0,01 вес.%. Содержание молибдена от 0,1 до 0,5 вес.% оказалось выгодным для повышения прочности в сочетании с поддержанием как можно более низких затрат.
Фосфор Р: фосфор – это следовой или сопутствующий элемент железной руды, и он растворяется в решетке железа, как замещающий атом. Фосфор повышает твердость посредством закалки на твёрдый раствор и улучшает способность к затвердеванию. Однако, предпринимаются меры к понижению содержания фосфора настолько, насколько это возможно, поскольку, среди прочего, имеет место сильная тенденция к сегрегации из-за низкой скорости диффузии, с сильным понижением уровня ударной вязкости. Присоединение фосфора к границам зерен может вызвать трещины вдоль границ зерен при горячей прокатке. Кроме того, фосфор повышает температуру перехода из вязкого в хрупкое поведение на величину до 300°С. По вышеуказанным причинам, содержание фосфора ограничено до величин менее 0,04 вес.%.
Сера S: сера, подобно фосфору, связана в качестве следового или сопутствующего элемента в железной руде, или участвует, посредством кокса, в технологическом маршруте при доменном процессе производства. Обычно она нежелательна в стали, поскольку проявляет сильную тенденцию к сегрегации и сильно повышает хрупкость, при этом свойства по расширению и ударной вязкости ухудшаются. Поэтому, делается всё возможное для достижения низкого, насколько это возможно, содержания серы в расплаве (например, посредством глубокой десульфурации). По вышеуказанным причинам, содержание серы ограничено до менее 0,02 вес.%.
Азот N: азот – это тоже элемент, сопутствующий производству стали. В растворенном состоянии он повышает свойства по прочности и ударной вязкости в сталях с высоким содержанием марганца более или равным 4 вес.%. Стали с меньшим содержанием марганца, менее 4 вес.%, при наличии свободного азота, склонны к сильному эффекту старения. Азот диффундирует даже при низких температурах в дислокации и блокирует их. Таким образом, он повышает прочность вкупе с быстрой потерей ударной вязкости. Можно связать азот в виде нитридов, например, посредством легирования алюминием и/или титаном и Nb, V, B, при этом, в частности, нитриды алюминия отрицательно влияют на способность сплава к деформации в соответствии с настоящим изобретением. По вышеуказанным причинам, содержание азота ограничено до менее 0,02 вес.%.
Титан Ti: при добавлении в качестве опции, титан способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, и в то же время улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Кроме того, титан понижает межкристаллитную коррозию. Содержание титана более 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению, поэтому, задано максимальное содержание титана 0,5 вес.%. В качестве опции, задано минимальное содержание 0,002 вес.%, чтобы выгодным образом осаждать азот с помощью титана.
Ванадий V: при добавлении в качестве опции, ванадий способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, и в то же время улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание ванадия более 0,1 вес.% не дает дополнительных преимуществ, поэтому задано максимальное содержание 0,1 вес.%. В качестве опции, задано минимальное содержание 0,006 вес.%, необходимое для осаждения самых мелких карбидов.
Хром Cr: добавление хрома в качестве опции повышает прочность и понижает скорость коррозии, задерживает образование феррита и перлита и образует карбиды. Максимальное содержание хрома задано 4 вес.%, поскольку более высокое содержание приводит к ухудшению свойств по расширению. Минимальное эффективное содержание хрома задано 0,05 вес.%.
Никель Ni: добавление в качестве опции по меньшей мере 0,005 вес.%, предпочтительно 0,01 вес.%, никеля стабилизирует аустенит, в частности, при низких температурах, улучшает свойства по прочности и ударной вязкости и снижает образование карбидов. Максимальное содержание задано 3 вес.%, по финансовым соображениям. Максимальное содержание никеля 1 вес.% оказалось особенно экономичным.
Особенно экономически выгодная система сплавов может быть достигнута, когда, в сочетании с марганцем, выполняется следующее условие: 6 < 1,5 Mn + Ni < 8.
Медь Cu: медь понижает скорость коррозии и повышает прочность. При содержании более 2 вес.% ухудшаются возможности по обработке из-за образования легкоплавких фаз при литье и горячей прокатке, и поэтому задано максимальное содержание 2 вес.%. Для того, чтобы медь обладала эффектом увеличения прочности, задано минимальное содержание 0,05 вес.%.
Ниобий Nb: при добавлении в качестве опции, ниобий способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, и в то же время улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание ниобия более 0,1 вес.% не дает дополнительных преимуществ, поэтому задано максимальное содержание 0,1 вес.%. В качестве опции, задано минимальное содержание 0,003 вес.%, необходимое для осаждения самых мелких карбидов.
Бор B: бор замедляет конверсию аустенита, улучшает способность сталей к деформации при горячей прокатке и повышает прочность при комнатной температуре. Он достигает своего эффекта даже при очень низком содержании в сплаве. Содержание более 0,008 вес.% сильно ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,014 вес.%. В качестве опции, задано минимальное содержание 0,0005 вес.%, чтобы выгодным образом использовать свойство бора по увеличению прочности.
Кобальт Со: кобальт повышает прочность стали и стабилизирует аустенит. При содержании более 3 вес.% ухудшаются свойства по расширению, поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 3 вес.%. Предпочтительно, в качестве опции, минимальное содержание 0,003 вес.%, что выгодным образом влияет, в частности, на стабильность аустенита наряду с прочностными свойствами.
Вольфрам W: вольфрам действует как карбидообразующий агент и повышает прочность. Содержание вольфрама более 2 вес.% ухудшает свойства по расширению, поэтому, задано максимальное содержание вольфрама 2 вес.%. Для эффективного осаждения карбидов, в качестве опции, задано минимальное содержание 0,03 вес.%.
Цирконий Zr: цирконий действует как карбидообразующий агент и повышает прочность. Содержание циркония более 1 вес.% ухудшает свойства по расширению, поэтому, задано максимальное содержание 1 вес.%. Чтобы позволить осаждение карбидов, в качестве опции, задано минимальное содержание 0,03 вес.%.
Кальций Са: кальций используется для модификации неметаллических оксидных включений, которые в ином случае могут вызвать нежелательное разрушение сплава из-за включений в микроструктуру, которые станут точками концентрации напряжений, ослабляя металлический композит. В дополнение, кальций повышает однородность сплава в соответствии с настоящим изобретением. При содержании более 0,004 вес.% кальция не наблюдается каких-либо дополнительных преимуществ по модификации включений, при ухудшении возможности по обработке, и этого необходимо избегать по причине высокого парового давления кальция в стальных расплавах. Поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 0,004 вес.%.
Олово Sn: олово повышает прочность, но, подобно меди, скапливается под слоем окалины и на границах зерен при более высоких температурах. Это приводит, благодаря проникновению в границы зерен, к образованию легкоплавких фаз и, в связи с этим, трещин в микроструктуре, и к хрупкости припоя, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание менее 0,5 вес.%.
Стальной продукт в виде плоского стального продукта, такого как, например, горячая полоса, холодная полоса или толстая пластина предоставляется, в соответствии с настоящим изобретением, посредством способа, содержащего следующие этапы:
- выплавка стального расплава с содержанием (в вес.%): С: 0,1 до < 0,3; Mn: 4 до < 10; Al: 0,003 до 2,9; Мо: 0,01 до 0,8; Si: 0,02 до 0,8; Р: < 0,04; S: < 0,02; N < 0,02; при этом остаток – это железо и неизбежные сопутствующие стали элементы, с легированием в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов (в вес.%): Ti: 0,002 до 0,07; V: 0,006 до 0,1; Cr: 0,05 до 4; Ni: 0,01 до 3; Cu: 0,05 до 2; Nb: 0,003 до 0,1; В: 0,0005 до 0,014; Co: 0,003 до 3; W: 0,03 до 2; Zr: 0,03 до 1; Ca: менее 0,004; Sn: менее 0,5 посредством технологического маршрута при доменном или электродуговом процессе, каждый с вакуумной обработкой расплава в качестве опции;
- литье стального расплава с получением пред-полосы посредством процесса горизонтального или вертикального литья полосы с приближением к конечным размерам, или литье стального расплава с получением сляба или тонкого сляба посредством процесса горизонтального или вертикального литья сляба или тонкого сляба,
- нагрев до температуры прокатки 1050°С – 1250°C или прокатка без повторного нагрева от тепла литья,
- горячая  прокатка пред-полосы или сляба или тонкого сляба с получением толстой пластины толщиной от более 3 до 200 мм или горячей полосы толщиной от 0,8 до 28 мм при конечной температуре прокатки 650°С – 1050°С,
- намотка горячей полосы при температуре от более 100°С до 600°C,
- в качестве опции, кислотная очистка горячей полосы,
- в качестве опции, отжиг толстой пластины или горячей полосы в установке отжига при продолжительности отжига от 0,3 до 24 ч и при температурах 500°С – 840°С, предпочтительно 520°С – 600°С при продолжительности отжига от 0,5 до 6 ч,
- в качестве опции, холодная прокатка горячей полосы при комнатной температуре или повышенной температуре 60°С – 450°С перед первым проходом прокатки за один или несколько проходов прокатки до толщины ≤ 3 мм со степенью утончения прокаткой от 10 до 90%, предпочтительно от 30 до 60%,
- в качестве опции, отжиг холодной полосы в установке отжига при продолжительности отжига от 0,3 до 24 ч и при температурах 500°С – 840°С, предпочтительно 520°С – 600°С при продолжительности отжига от 0,5 до 6 ч,
- в качестве опции, выравнивающая прокатка горячей или холодной полосы,
- в качестве опции, оцинковка электролитическим способом, оцинковка горячим погружением, или нанесение органического или неорганического покрытия, при этом плоский стальной продукт имеет превосходную низкотемпературную пластичность при температурах ниже -196°С и хорошее сочетание свойств по прочности, расширению и деформации.
Если плоский стальной продукт подвергают дополнительной обработке с получением сварной трубы с продольным или спиральным швом, то процесс отжига, необходимый для достижения желаемой низкотемпературной пластичности, и, следовательно, задание конечной микроструктуры, могут выполняться не на горячей или холодной полосе, а, в качестве опции, только после изготовления трубы, причем отжиг трубы осуществляют в установке отжига при продолжительности отжига от 0,3 до 24 ч и при температурах 500°С – 840°С, предпочтительно 520°С – 600°С при продолжительности отжига от 0,5 до 6 ч. При необходимости, труба может быть снабжена, после отжига, органическим или неорганическим покрытием с одной или обеих сторон.
Что касается других преимуществ, делается упоминание в виде ссылки на приведенные выше утверждения относительно стали в соответствии с настоящим изобретением.
Обычные диапазоны толщины для пред-полосы составляют от 1 мм до 35 мм, а для слябов и тонких слябов - от 35 мм до 450 мм. Предпочтительно, имеется условие, что сляб или тонкий сляб подвергают горячей прокатке с получением толстой пластины толщиной от более 3 мм до 200 мм или горячей полосы толщиной от 0,8 мм до 28 мм, или пред-полосу, отлитую с приближением к конечным размерам, подвергают горячей прокатке с получением горячей полосы толщиной от 0,8 мм до 3 мм. Холодная полоса, в соответствии с настоящим изобретением, имеет толщину не более 3 мм, предпочтительно 0,1 – 1,4 мм.
В контексте вышеописанного способа, в соответствии с настоящим изобретением, пред-полоса, полученная в процессе литья с двумя валками, с приближением к конечным размерам с толщиной менее или равной 3 мм, предпочтительно 1 – 3 мм, уже понимается как горячая полоса. Пред-полоса, таким образом полученная как горячая полоса, не имеет первоначальной литой структуры из-за добавленной двумя валками деформации при движении в противоположных направлениях. Горячая прокатка, таким образом, имеет место уже на производственной линии при процессе литья с двумя валками, и это означает, что отдельная горячая прокатка может, в качестве опции, не выполняться.
Холодная прокатка горячей полосы может происходить при комнатной температуре или преимущественно при повышенной температуре перед первым проходом прокатки за один или несколько проходов прокатки.
Холодная прокатка при повышенной температуре выгодна для того, чтобы уменьшить силы качения и способствовать образованию двойников деформации (TWIP-эффект). Предпочтительные температуры материала, подвергаемого прокатке перед первым проходом прокатки, составляют 60°C – 450°C.
При необходимости, стальная полоса может быть подвергнута выравнивающей прокатке после холодной прокатки, в результате чего задается текстура поверхности (рельеф), необходимая для конечного применения. Выравнивающая прокатка может быть выполнена, например, посредством способа Pretex.
В одном предпочтительном варианте осуществления, полученный таким образом плоский стальной продукт приобретает чистовую обработку поверхности, например, посредством оцинковки электролитическим способом или горячим погружением и, покрытие на органической или неорганической основе вместо или в дополнение к оцинковке. Системы покрытия могут представлять собой, например, органические покрытия, синтетические покрытия или лаки, или иные неорганические покрытия, такие как, например, слои оксида железа.
Плоский стальной продукт, изготовленный в соответствии с настоящим изобретением, может быть использован как в виде металлического листа, части металлического листа или заготовки, так и может быть подвергнут дополнительной обработке с получением сварной трубы с продольным или спиральным швом.
Если в качестве стальных продуктов следует изготовить бесшовные трубы, то они могут быть изготовлены, в соответствии с настоящим изобретением, преимущественно посредством следующих этапов способа:
- выплавка стального расплава с содержанием (в вес.%): С: 0,1 до < 0,3; Mn: 4 до < 10; Al: 0,003 до 2,9; Mo: 0,01 до 0,8; Si: 0,02 до 0,8; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; при этом остаток – это железо и неизбежные сопутствующие стали элементы, при этом
- для состава сплава уравнение 6 < 1,5 Mn + Ni < 8 выполняется при легировании в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов: Ti: 0,002 до 0,07; V: 0,006 до 0,1; Cr: 0,05 до 4; Cu: 0,05 до 2; Nb: 0,003 до 0,1; B: 0,0005 до 0,014; Co: 0,003 до 3; W: 0,03 до 2; Zr: 0,03 до 1; Ca: менее 0,004; Sn: менее 0,5,
- или для состава сплава уравнение 0,11 < C + Al < 3 выполняется при легировании в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов: Ti: 0,002 до 0,07; V: 0,006 до 0,1; Cr: 0,05 до 4; Cu: 0,05 до 2; Nb: 0,003 до 0,1; B: 0,0005 до 0,014; Co: 0,003 до 3; W: 0,03 до 2; Zr: 0,03 до 1; Ca: менее 0,004; Sn: менее 0,5,
- или состав сплава, помимо Ni, содержит по меньшей мере один или несколько элементов: B, V, Nb, Co, W или Zr с легированием в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов: Ti: 0,002 до 0,07; Cr: 0,05 до 4; Cu: 0,05 до 2; Ca: менее 0,004; Sn: менее 0,5,
посредством технологического маршрута, при доменном или электродуговом процессе, с вакуумной обработкой расплава в качестве опции;
- литьё стали способом непрерывной разливки с получением струи и отделением от струи участка литой струи, в частности, цельного блока,
- нагрев блока до температуры формования 700°С – 1250°С,
- прошивка блока при температуре формования с получением пустотелого блока,
- в качестве опции, повторный нагрев пустотелого блока перед горячей прокаткой до температуры 700°С – 1250°С,
- горячая прокатка с получением бесшовной трубы, например, в трубопрокатном стане для прокатки труб на оправке, стане косой прокатки, отделительном прокатном стане, прокатном стане Дишера, прокатном стане Асселя, прокатном стане непрерывной прокатки, пилигримовом прокатном стане или установке с проталкиванием на оправке, например, со следующей последовательностью: изготовление пустотелого блока из пред-блока, последующее растягивание (протяжка) пустотелого блока с получением гильзы (толстостенная труба) и чистовая прокатка гильзы с получением трубы,
- в качестве опции, промежуточный нагрев между этапами прокатки до температуры 60°С – 1250°С,
- в качестве опции, чистовая прокатка бесшовной трубы при температуре от комнатной температуры до ниже температуры Ас3, предпочтительно 60°С – 450°С, предпочтительно с использованием TWIP-эффекта,
- в качестве опции, кислотная очистка трубы,
- в качестве опции, дрессировка или калибровочная прокатка или иное последующее формование трубы, например, вытягивание с помощью редукционного кольца, увеличение ширины или формование высоким давлением изнутри, в качестве опции, при температуре от комнатной температуры до ниже температуры Ас3, предпочтительно 60°С – 450°С,
- в качестве опции, использование TRIP-эффекта при формовании при температуре от комнатной до 60°C для достижения более высокой прочности,
- в качестве опции, использование TWIP-эффекта при формовании в температурном диапазоне 60°С – 450°С для достижения более высокого остаточного удлинения при разрушении и более высокого предела текучести,
- в качестве опции, окончательная термообработка при температуре 400°С – 900°С в течение времени от 1 мин до 24 ч в установке непрерывного или периодического отжига, при этом более короткое время, как правило, соотносится с более высокими температурами и наоборот,
- в качестве опции, дополнительная обработка бесшовной трубы с получением детали посредством формования высоким давлением изнутри, горячей штамповки или горячего формования высоким давлением изнутри.
Цельный блок (круглый литой стержень), по существу, означает участок литой струи, с получением посредством литья круглой струи, причем указанный участок уже имеет желаемую длину.
В связи с вышеупомянутым способом, в явном виде упоминается, что все или любые комбинации этапов способа, указанных как необязательные, также могут присутствовать в способе в обязательном порядке.
Горячая штамповка или горячее формование высоким давлением изнутри относятся в данном случае к способам штамповки и формования высоким давлением изнутри, при которых по меньшей мере первый этап штамповки выполняют при температуре от выше комнатной температуры до ниже температуры Ac3, предпочтительно при 60°C – 450°С.
Были проведены испытания для исследования механических свойств стальных продуктов, изготовленных в соответствии с настоящим изобретением, с использованием, например, сплавов 1 и 2 и с использованием стандартного сплава. Стандартный сплав и сплавы 1 и 2 содержат следующие элементы в указанных количествах, в вес.%:
Сплав
C
Ni
Mn
Si
P
S
Mo
V
B
X8Ni9/1.5662 (стандартный)
Макс. 0,1
8,5– 10,0
0,3-0,8
Макс. 0,35
Макс. 0,02
Макс. 0,01
Макс. 0,1
Макс. 0,05
-
Сплав 1
0,03
0,04
6,4
0,12
0,023
0,006
0,43
-
0,001
Сплав 2
0,06
0,04
6,3
0,12
0,022
0,006
0,43
-
-
Стальные продукты, полученные из вышеуказанных сплавов, подвергали различным термообработкам, и ударный изгиб при надрезе измеряли в соответствии с испытанием на ударный изгиб по Шарпи образца с V-образным надрезом:
Сплав
Состояние
Термообработка
Ударный изгиб при надрезе, при температуре-196°C [Дж/см²] в поперечном направлении
X8Ni9/1.5662 (стандартный)
подвергали дрессировке
согласно стандарту 1.5662
≥ 50
Сплав 1
подвергали отжигу
600°C, 2.5 ч
≥ 64
Сплав 2
подвергали отжигу
580°C, 4 ч
≥ 58
Свойства стальных полос, полученных из вышеупомянутых сплавов, также определяли при том же состоянии обработки. Собственные значения для горячей полосы/толстой пластины приведены ниже:
Сплав
Re (верхний предел текучести) [МПа]
Rm[МПа]
Удлинение при разрушении (A50) [%]
X8Ni9/1.5662 (стандартный)
> 585
680 – 820
> 13.7
Сплав 1
790
820
17.6
Сплав 2
855
867
11.5
Удлинение при разрушении A50 для X8Ni9 было преобразовано в соответствии с DIN ISO 2566/1 от удлинения при разрушении A5.65 стандартного образца до образца с поперечным сечением 20 мм. Собственные значения удлинения представляют удлинение по направлению прокатки.